Структура и свойства материалов

ФЕДЕРАЛЬНОЕ АГЕНТСТВО ПО ОБРАЗОВАНИЮ РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ ГОУ ВПО КЕМЕРОВСКИЙ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЙ ИНСТИТУТ ПИЩЕВОЙ ПРОМЫШЛЕННОСТИ Кафедра технологии металлов пищевого и холодильного машиностроения Б.С. Троицкий МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ Часть I Структура и свойства материалов Курс лекций Кемерово 2007 УДК: 661.01: 661.78 Рецензенты: заведующий кафедрой «Технология металлов и ремонт машин» Кемеровского сельскохозяйственного института д.т.н., профессор Чибряков М.В., профессор кафедры «Прикладная механика» Кемеровского технологического института пищевой промышленности, д.т.н. Попов А.М. Печатается по решению Редакционно-издательского совета Кемеровского технологического института пищевой промышленности Троицкий Б.С. Материаловедение. Часть I. Структура и свойства материалов: Курс лекций.- /Кемеровский технологический институт пищевой промышленности. – Кемерово, 2007. – 198 с. Пособие соответствует Государственному образовательному стандарту обучения студентов механических специальностей всех форм обучения. В пособии изложены теоретические основы термодинамики, кристаллографии, атомно-кристаллического строения твердых тел и их дефектной структуры, физические основы деформации и разру­шения материалов. Рассмотрены вопросы теории и технологии термической обработки сталей и сплавов, применяемых в пищевом и общем машиностроении. Табл. - 1, ил. - 100, библиогр. - 17 назв. УДК: 661.01: 661.78 ISNB 5-89289-068-6 М © Б.С. Троицкий, 2006 © КемТИПП, 2006 ВВЕДЕНИЕ Материаловедением называют область знаний, в кото­рой излагаются закономерности, связывающие состав и структуру материалов с их служебными характеристи­ками, а также с изменениями свойств материалов в ус­ловиях их эксплуатации. Научные основы материаловедения заложили вы­дающиеся русские ученые П. П. Аносов, Д. К. Чернов, Н. С. Курнаков, А. М. Бутлеров. Фундаментальные ос­новы современного физического металловедения зало­жены работами Г. В. Курдюмова, А. А. Бочвара, А. А. Байкова, В. И. Данилова, Н. А. Минкевича. В тео­рию и практику разработки органических материалов значительный вклад внесен работами С. В. Лебедева и А. А. Баландина. Из зарубежных ученых следует отметить металлове­дов М. Коэна, Р. Мейла, Э. Бейна, а также создателей методов изучения структуры М. Лауэ, П. Дебая, У. Г. и У. Л. Бреггов и химиков К. Циглера и Д. Натта. В конце XIX и начале XX века основными кон­струкционными материалами являлись металлические ма­териалы (стали, чугуны, сплавы на основе меди и алю­миния). В последние десятилетия материаловедческая наука была связана не только с совершенствованием тради­ционных металлических материалов, но и с созданием принципиально новых классов конструкционных мате­риалов — полупроводников и пластических масс, компо­зиционных материалов и металлокерамики, аморфных сплавов и сверхпроводящих керамик. Задачами мате­риаловедения стало не только изучение строения и свойств каждого из указанных классов материалов, но и их совместного поведения в конструкциях и изде­лиях. На протяжении всей истории своего развития мате­риаловедение как инженерная дисциплина тесным обра­зом связано с достижениями фундаментальных наук (физики, химии, механики). Поэтому в курсе «Материа­ловедение», для объяснения изучаемых вопросов привле­каются основы термодинамики, кристаллографии, атомно-кристаллического строения твердых тел и их дефектной структуры, физические основы деформации и разру­шения материалов. Глава 1 СТРОЕНИЕ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ 1.1. Атомно-кристаллическое строение металлов Боль­шинство используемых в технике материалов являются металлическими, поэтому в курсе материаловедения им уделяется главное внимание. Металлы характеризу­ются металлическим блеском, высокой тепло- и электропроводностью, легкой деформируемостью, способностью переходить в сверхпроводящее состояние при снижении температуры (вблизи абсолют­ного нуля), а при нагревании испускать электроны. Ме­таллы в периодической системе Д. И. Менделеева со­ставляют около 80 % всех элементов. Из всего ряда свойств, характеристикой, наиболее присущей металлам является электропроводность: ме­таллы обладают значительно более высокой электропро­водностью по сравнению с неметаллами. Кроме того, у металлов электропроводность понижается с ростом температуры, у не­металлов она растет. 1.1.1. Межатомная связь в металлах Металлический тип связи характеризуется тем, что при сближении атомов валентные электроны теряют принадлежность к отдельным атомам и становятся общими, образуя так называемый «электронный газ». Связь в этом случае определяется электростатическим притяжением между положительно заряженным ионным скелетом и отрицательно заряженным электронным газом. Этот особый тип связи в металлах (ненаправленной) и обусловливает большинство характерных для металла свойств (высокую электро- и теплопроводность, хорошую деформируемость и т.д.). Рис. 1. Изменение энергии связи при сближении атомов в кристалле При всех типах межатомной связи атомы стремятся расположиться на таких расстояниях друг от друга, чтобы энергия взаимодействия была минимальной (рис. 1). Поскольку атомы химически неразличимы в материале, то минимум энергии достигается одновременно для большого числа атомов, находящихся на одинаковом расстоянии друг от друга и образующих кристаллическую решетку. Некоторое представление о соотношении величин энергии при различных типах связи можно видеть из следующих данных: Тип связи …Межмолекулярная…Ионная…Ковалентная…Металлическая Кристалл……..He…………Ar……..NaCl……….SiC………Fe…Mo…W Энергия связи, КДж/моль….0,092…………6,3……..750……….1180……..396…670…880 Тпл, 0С……….-272,4……-189,4……..801…………-……….1539..2625..3410 Как видно из приведенных данных, наблюдается определенная связь между энергией межатомной связи и свойствами элементов, в данном случае с температурой плавления. У металлов температура плавления значительно выше, чем у молекулярных кристаллов, а кристаллы с ковалентной связью плавятся, как правило, при более высоких, по сравнению с металлами, температурах. С увеличением энергии связи возрастают и такие характеристики, как модуль упругости, энергия активации самодиффузии и т.д. 1.1.2. Кристаллическое строение металлов Закономерное расположение атомов в кристалле опи­сывается кристаллической решеткой, т.е. трехмерным, периодически повторяющимся расположением атомов во всем объеме кристалла. Наи­меньший объем, который характеризует особенности строения кристалла данного металла, называется элементарной ячейкой. Последовательные пере­мещения элементарной ячейки на определенные расстояния, называе­мые трансляциями решетки, позволяют последовательно пройти все области кристалла. Ячейки, или кристаллические решетки характеризуются следующими основными параметрами: симметрией, пе­риодами решетки, координационными числами и коэф­фициентами компактности решетки. Большинство металлов кристаллизуется в трех типах решеток: гранецентрированной кубической, объемно-центрированной кубической и гексагональной, которая может быть плотноупакованной и неплотноупакованной. Эти три типа решеток приведены на рис. 2. Периодом кристаллической решетки называется расстояние между центрами двух соседних атомов, расположенных вдоль рационально выбранных осей ячейки (при таком выборе обеспечивается ее минимальный объем). Периоды решетки измеряют в нанометрах – нм (10-9 м), либо в ангстремах - А (1 нм = 10 А, 1 А = 10-10 м). У большинства металлов периоды решеток находятся в пределах от 0,25 до 0,55 нм. Рис. 2. Элементарные ячейки плотноупакованных кристаллических решеток: а - объемно-центрированная кубическая; б - гранецентрированная кубическая; в - гексагональная плотноупакованная; а и с – параметры решеток Координационным числом (К) называется количество атомов, находящихся на наиболее близком и одинаковом расстоянии от любого произвольно выбранного атома в решетке. Координационное число для объемно-центрированной кубической (ОЦК) решетки равно 8 (атом в центре куба имеет 8 соседей). Для гранецентрированной кубической решетки (ГЦК) координационное число - 12. В гексагональной плотноупакованной решетке (ГПУ) координационное число также равно 12. Базисом решетки называют количество атомов, при­ходящихся на одну элементарную ячейку. При этом, как уже отмечалось, надо иметь в виду, что атомы в углах ячеек принадлежат одновременно 8 ячейкам, атомы, расположенные в центрах граней - двум ячейкам. Тогда, базис ГЦК решеток равен 4, базис ОЦК составляет 2 и базис ГПУ равен 6. Коэффициент компактности решетки h определяется отношением объема, занимаемого атомами с условно сферической формой Va, ко всему объему ячейки Vp, т.е. h = Va/Vp. (1) Для ОЦК решеток коэффициент ком­пактности равен 0,68, для ГЦК и для ГПУ решеток он равен 0,74 (при с/а = 1,633). При решении задач, стоящих перед металлографией, необходимо иметь систему обозначений для записи ориентации граней кристалла и плоскостей, расположен­ных внутри кристалла. Эти обозначения должны давать лишь ориентацию, но не обязательно определять кон­кретное положение плоскостей в кристалле. Для этой цели приняты индексы Миллера (h, k, l). В отличие от естественной записи положения плоскости величинами отрезков, отсекаемых ею на осях координат (на трех ребрах элементарной ячейки), эти индексы записывают в обратных величинах, т. е. индексы Миллера соответст­вуют величинам обратным величинам отрезков, отсекае­мых плоскостями на осях координат. Величины же от­резков выражаются числом периодов трансляции. Если плоскость направлена параллельно одной из осей коор­динат, то считается, что она пересекает эту ось в беско­нечности и индекс будет равен нулю, если параллельно двум осям - то два индекса равны нулю (рис. 3). Что­бы определить индексы Миллера необходимо выпол­нить следующие действия: найти отрезки, отсекаемые плоскостью на осях координат, измеренные в осевых единицах (периодах решетки), взять обратные значения этих чисел и привести эти значения к целым числам. На­пример, рассматриваемая плоскость (рис. 3, б) отсекает на оси Х отрезок равный 1, на оси Y — равный 2/3, на оси Z—1/2 периодов трансляций. Тогда отрезки, обратные указан­ным, будут равны 1, 3/2 и 2. После приведения этих дро­бей к общему знаменателю получим числители равные индексам данной плоскости, т.е. h = 2, k = 3, l = 4. Полу­ченные числа записывают в указанном порядке и заклю­чают в круглые скобки: (234). Рис. 3. Кристаллографические индексы направлений (а) и плоскостей (б, в) в кубических решетках При индицировании направлений, одну точку прямой помещают в начало координат, а другую получают пу­тем последовательного векторного сложения 3-х переме­щений, параллельных трем осям координат. Например, точка на прямой, проходящей через начало координат, смещается на Н осевых единиц вдоль оси X, К осевых единиц вдоль оси Y и L единиц вдоль оси Z. Тогда, если Н, К, и L - три взаимно простых числа, то они являются индексами направления. При этом важно отметить, чти при определении индексов направлений не нужно поль­зоваться обратными значениями длин отрезков, отсе­каемых на осях координат. В отличие от индексов плос­костей, индексы направлений принято заключать в квад­ратные скобки, например, [121] или [130]. Индексы наиболее часто встречающихся плоско­стей и направлений для кубических решеток приведены на рис. 3. Одним из наиболее распространенных и прямых мето­дов определения типа кристаллических решеток и разме­ров элементарных ячеек является метод рентгеноструктурного анализа. Возможно также определение этих величин с помощью дифракции электронов и нейтронов. 1.1.3. Анизотропия кристаллов Физические свойства кристаллов можно разделить на две группы. К одной группе относятся свойства, не за­висящие от направления в кристалле. Такими свойства­ми является, например плотность, определяемая соотно­шением между массой и объемом. Плотность не зависит от направлений для кристаллов с любым типом решет­ки. Для кристаллов кубической симметрии от направле­ния не зависят и такие свойства как проводимость и по­казатель преломления. Но большинство свойств даже для кристаллов с кубической решеткой, зависят от на­правлений, так как в разных направлениях различна плотность расположения атомов. Зависимость свойств от направления в кристаллической решетке называется анизотропией. Так, например, в ГЦК решетке расстояние между атомами вдоль ребра куба (направление [100]) на 41 % больше, чем вдоль диагонали грани ([110] или [101]) и это приводит к различию модулей упругости, маг­нитных и других характеристик измеренных в этих на­правлениях. Если образец состоит из одного кристалла (моно­кристалла), то анизотропия свойств проявляется в са­мой большой степени. Напротив, в поликристалле, со­стоящем из большого числа различно ориентированных зерен, анизотропия свойств отсутствует, т.е. поликристаллический металл изотропен. Его свойства во всех на­правлениях одинаковы. В поликристаллических вещест­вах анизотропии свойств добиваются созданием преиму­щественно одинаковой ориентировки многих зерен в том или ином направлении. Такая преимущественная, но не абсолютно одинаковая ориентировка зерен называется текстурой. В металлах текстуры образуются в резуль­тате деформации и отжига деформированных образцов, обработки материалов в электрических и магнитных по­лях. Текстурованные образцы используют, например, при производстве электротехнических сталей. 1.1.4. Полиморфизм Рассматривая вопрос о кристаллических решетках ме­таллов, следует отметить, что для одной и той же под­группы периодической системы элементов, металлы кри­сталлизуются, как правило, с образованием элементар­ной ячейки одинакового типа. Так, большинство щелочных металлов имеет объемно-центрированную куби­ческую решетку, щелочноземельных - гексагональную плотноупакованную (за исключением бария, который имеет ОЦК решетку). Однако для многих металлов характерно существо­вание двух и даже трех типов кристаллических решеток. Так, железо, которое при низких температурах имеет ОЦК решетку (a -железо), при нагреве до 911 0С перестраива­ется в ГЦК решетку (g -железо), а при 1399 0С - снова в ОЦК решетку (d -железо), но уже с периодом не­сколько отличным от низкотемпературной модификации. Явление полиморфизма в железе было открыто Д. К. Черновым в 1868 г. Многие другие технически важные металлы, около 20, также имеют несколько модификаций. Например, титан име­ет две модификации - ГПУ (a - Ti) и ОЦК (b - Ti), кобальт - ГПУ (a - Co) и ГЦК (b - Со). Факт существования различных кристаллических решеток у одного элемента в разных температурных областях называется полиморфизмом или аллотропией. Переход от одного типа ре­шетки к другому называется полиморфным или аллотропическим превращени­ем. Оно связано с тем, что у элементов происходит пе­рераспределение атомов потому, что, начиная с не­которой температуры, термодинамически более устойчи­во расположение атомов в конфигурации новой решетки. Полиморфные превращения могут происходить не только в результате изменения температуры, но также и под действием высоких давлений. Наиболее ярким примером технического использования протекания поли­морфизма под действием высоких давлений (до 104 МПа или 100000 ат) является получение синтетических алма­зов из графита. Полиморфизм, как будет рассмотрено в дальнейшем, обеспечивает возможность в значительной степени изменять свойства широкого круга используемых в технике конструкцион­ных материалов (сплавов на основе железа, титана, ко­бальта и других элементов). 1.1.5.Магнитные превращения Кроме полиморфных превращений, за­ключающихся в перестройке кристаллических решеток, в металлах могут наблюдаться превращения, не приво­дящие к изменению типа решетки. Они заключаются в перестройках электронных оболочек, обусловленных изменением магнитных моментов. Такие превращения называются магнитными. Известно, что атомы металлов с полностью заполнен­ными электронными оболочками (такие как Na, К, Ag, Аu, Сu и др.) не имеют результирующего магнитного момента. Эти вещества диамагнитны. Если же внутрен­няя электронная оболочка атомов заполнена не пол­ностью (у таких металлов, как Fe, Co, Cr, Ni и др.), то такие атомы обладают определенным магнитным мо­ментом, а сами вещества могут быть как ферромагнит­ными, так и парамагнитными. Магнитные превращения заключаются в том, что многие вещества при изменении температуры могут переходить из одного состояния в другое: ферромагнети­ки (такие как Fe, Со, Ni) при повышении температуры переходят в парамагнетики, а при понижении темпера­туры некоторые ферромагнетики переходят в антифер­ромагнетики. Температура, выше которой ферромагнит­ные вещества ведут себя как парамагнетики, называ­ется температурой Кюри; температура, ниже которой ферромагнетики переходят в антиферромагнитное со­стояние, называется температурой Нееля. Температура Кюри для железа 768 °С, никеля 358 °С, кобальта 1120 °С. Антиферромагнитные свойства обнаруживаются у хрома при температуре ниже 38 °С, у марганца - ниже - 100 °С. Обнаруживаются они также и у многих редко­земельных металлов. Существуют и другие магнитные явления, такие как метамагнетизм, т. е. смещение температуры перехода от ферромагнитного к антиферромагнитному под действи­ем магнитного поля (температура Нееля сдвигается в область более высоких температур). Магнитные превращения, так же как и полиморфные, играют большую роль в технике, особенно в энергетиче­ском машиностроении. Одним из важных явлений, свя­занных с протеканием магнитных превращений, являет­ся магнитострикция, т. е. изменение размеров кристаллов при переходе металла из парамагнитного состояния в ферромагнитное (ниже точки Кюри) различное по ве­личине для разных кристаллографических направлении. Магнитострикция может возникать и в результате на­магничивания образца под действием приложенного внешнего магнитного поля. Константой магнитострикции l называют относительное удлинение образца в направ­лении поля при его намагничивании до насыщения. Константа магнитострикции может быть положительной и отрицательной (т.е. образец под действием поля и в результате магнитных превращений может не только удлиняться, но и сжиматься). У никеля, например, l от­рицательная, при намагничивании никеля происходит уменьшение образца в направлении намагниченности, поэтому растяжение образца в магнитном поле затруд­няет процесс намагничивания, сжатие же, наоборот, об­легчает. У железа константа магнитострикции положи­тельна, при намагничивании образец удлиняется в на­правлении магнитного поля. В монокристаллах константа магнитострикции зависит от кристаллографических направлений. В поликристаллических веществах, как правило, магнитострикция изотропна, т. е. одинакова для любого направления образца. 1.2. Дефекты кристаллического строения металлов В реальных металлических кристаллах идеальное расположение атомов нарушено, т.е. в кристалле имеется значительное число дефектов. Нали­чие дефектов в кристаллах очень сильно влияет на их свойства. Дефекты в кристаллах обычно характеризуют размерностью. По этому признаку дефекты делят на че­тыре группы: точечные, линейные, поверхностные и объ­емные. Первый, наиболее распространенный тип точечного дефекта в кристалле — это узел решетки, в котором от­сутствует атом или ион. Такой дефект называется вакан­сией. Другим точечным дефектом является межузельный атом (внедренный или дислоцированный атом). Такой дефект возникает при смещении атома или иона в положение, которое не яв­ляется узлом решетки. Вакансии в принципе могут встре­чаться в любых типах решетки, в то время как межузельные атомы легче возникают в решетках менее плотноупакованных. Поэтому в ГЦК металлах, являю­щихся в обычных условиях плотноупакованными, межузельные атомы встречаются редко. При нормальных температурах (комнатных) в хорошо отожженных металлах, т.е. приведенных к равновесным условиям, в ГЦК металлах в качестве межузельных атомов могут встречаться лишь атомы, характеризующиеся малыми размерами, т. е. атомы углерода, азота, водорода. В ГЦК решетке они занимают либо тетраэдрические междоуз­лия с координатами типа (1/4, 1/4, 1/4), либо несколько более просторные октаэдрические междоузлия типа (1/2, 1/2, 1/2) (рис. 4). В ОЦК решетках межузельные атомы также могут встречаться в тетраэдрических пустотах типа (1/2, 1/4, 0) или октаэдрических пустотах типа (1/2, 1/2, 0) и (1/2, 0, 0) (рис. 5). Рис. 4. Положение междоузлий в ГЦК решетке: а -одна из возможных тетраэдрических пустот; б – октаэдрическая пустота; 1 - атомы металла в узлах кристаллической ячейки; 2 - атомы в пустотах Рис. 5. Положение междоузлий в ОЦК решетке: 1- одна из октаэдрических пустот; 2 – одна из тетрагональных пустот; 3 - атомы металла в узлах кристаллической ячейки Для образования точечных и других дефектов в кри­сталлической решетке требуется затрата энергии. Так для образования вакансии в ГЦК решетке меди требу­ется энергия около 1 эВ, а для образования межузельного атома примерно 2,5…3 эВ. Концентрация вакансий и межузельных атомов зависит от температуры и с по­вышением температуры растет. Температурная зависимость концентрации дефектов C = n/N, (2) где N - общее число атомов, п - число сме­щенных, или дислоцированных атомов или вакансий) описывается выражением: c =Ae-U/kT, (3) где U - энергия образования дефекта; А - константа порядка единицы; k - постоянная Больцмана, равная 1,38.10-23 Дж/°С; Т - температура, К. При изменении температуры от комнатной до темпе­ратуры плавления, концентрация вакансий увеличивает­ся на много порядков (10…12) и при температуре близкой к температуре плавления достигает ~ 1 %, количество же меж­узельных атомов растет с температурой относительно еще быстрее (по сравнению с их числом при комнатной температуре), хотя при любой температуре их число остается значительно меньшим, по сравнению с числом вакансий. Точечные дефекты могут объединяться в пары или более крупные комплексы. Точечные дефекты не являются неподвижными образованиями, они могут пе­ремещаться в кристалле, особенно при повышенных тем­пературах. С движением вакансий и межузельных ато­мов неразрывно связаны процессы диффузии и само­диффузии, которые несколько подробнее будут рассмотрены далее. Второй тип дефектов - это линейные дефекты, назы­ваемые дислокациями. Первоначально гипотеза о суще­ствовании дислокаций была введена в 1934 г. Орованом, Поляни и Тейлором для того, чтобы объяснить различие между теоретически рассчитанной и действительно на­блюдаемой прочностью кристаллов. В настоящее время благодаря электронномикроскопическим, рентгеновским и другим методам исследований получено огромное ко­личество экспериментальных подтверждений реальности существования этих линейных дефектов. Уста­новлено, также, что они оказывают огромное влияние на все свойства кристаллов. Рис. 6. Различные схемы краевой дислокации (на рис. б видна вставленная полуплоскость) Различают два основных типа дислокаций - краевые и винтовые. Дислокации обоих типов образуются путем сдвигов отдельных участков кристалла, приводящих к нарушению идеальности кристаллической решетки. Простую модель дислокации можно представить, разре­зав кусок упругого твердого тела вдоль линии АВ (рис. 6, а) и сдвинув одну часть относительно другой на одно межатомное расстояние так, что в кристалле образуется ступенька высотой в одно межатомное расстояние. Более общее определение дислокации такое: дислокацией на­зывается линейный дефект (несовершенство), образую­щий внутри кристалла границу зоны сдвига. Краевую дислокацию можно представить и как лишнюю полу­плоскость, вставленную в кристалл (рис. 6, б). Лишняя полуплоскость может находиться как ниже, так и выше плоскости сдвига. В первом случае дислокацию условно принято называть положительной, во втором - отрица­тельной. Для более точной характеристики дислокаций вводится понятие вектора Бюргерса, т. е. вектора, кото­рый показывает направление сдвига и его величину. Для краевой дислокации вектор Бюргерса перпендику­лярен линии дислокации, величина его равна межатом­ному расстоянию в направлении сдвига. Для второго типа дислокаций - винтовых линия дислокации и вектор Бюргер­са параллельны (рис. 7). В случае винтовой дислокации лишней полуплоскости нет, и при введении винтовой дислокации в кристалл его решетка видоизменяется так, что система дискретных плоскостей превращается в не­прерывную геликоидальную поверхность. Рис. 7. Схема винтовой дислокации Как несвязанные с отдельной плоскостью и характеризую­щиеся меньшими искажениями, винтовые дислокации более подвижны, они могут легко переходить из одной плоскости в другую. Винтовые дислокации могут быть правовинтовые и левовинтовые. При образовании винтовой дислокации сдвиг кристалла вдоль линии дислокации осуществляет­ся вверх или вниз на одно межатомное расстояние. Наличие дислокаций в кристалле приводит к упруго­му искажению кристаллической решетки. При наличии отрицательной краевой дислокации атомы, расположен­ные выше плоскости скольжения упруго растянуты, а ни­же - сжаты (и, наоборот - в случае положительной ди­слокации). Поэтому энергия кристалла с дислокациями выше энергии бездефектного кристалла. Под действием приложенных внешних сил дислокации движутся в кри­сталлах, взаимодействуют друг с другом и другими де­фектами (точечными, плоскими). Дислокации противо­положного знака притягиваются друг к другу, а одинакового - оттал­киваются. В участки кристалла вблизи краевых дислокаций, где решетка растянута, легко перемещаются вакансии и межузельные атомы, образуя скопления примесных атомов, называемых облаками Коттрелла. Из описанного выше механизма образования дисло­каций как сдвиговых дефектов не следует, что они образуются только при деформации. Они могут образоваться и при кристаллизации, в процессе сращивания границ зерен, при образовании ступенек на поверхности роста кристаллов и т. п. Дислокационная структура кристаллов количественно характеризуется плотностью дислокаций (4) где lд – суммарная длина дислокаций, см; Vкр – объём кристалла, см3. Плотность дислокаций в отожженных кристаллах колеблется от 105 до 107 см-2, а в деформированных может достигать 1013 см-2. Третий тип дефектов - плоские. Одним из наиболее распространенных плоских дефектов являются дефекты упаковки. В ГЦК кристаллах наиболее плотноупакованной плоскостью является плоскость (111). Атомы в ней рас­положены таким образом, что слои атомов, чередуются в последовательности АВСАВС... (рис. 8). Рис. 8. Последовательность чередования слоев атомов в ГЦК решетке Если одну плотноупакованную плоскость удалить, например слой обозначенный на рисунке буквами С, тогда последова­тельность чередования слоев будет АВС АВАВ АВС. В месте чередования плоскостей АВАВ образуется де­фект упаковки, называемый дефектом типа вычитания. Если же вместо обычной укладки слоев добавить лиш­нюю плотноупакованную плоскость, чтобы чередование было АВС АА ВС..., то получится дефект упаковки типа внедрения. Как и дислокации, дефекты упаковки играют важную роль в деформации кристаллов. Рис. 9. Схема образования двойников в ГЦК кристалле: 1 - положение атомов до двойникования; 2 - совпадающее положение атомов; 3 - двойниковое положение атомов Другая разновидность плоских дефектов - двойники. Двойником называется часть кристалла, в которой кри­сталлическое строение является зеркальным отражением остальной части кристалла (рис. 9). Двойники могут появляться при деформации, кристаллизации, отжиге деформированных кристаллов и других процессах. В от­личие от дислокаций (когда смещение соседних плоско­стей друг относительно друга происходит на величины кратные вектору трансляции решетки), при двойниковании сдвиг соседних плоскостей происходит на расстоя­ния меньшие вектора трансляции решетки, но он после­довательно накапливается в соседних плоскостях. Плос­кость симметрии, связывающая две зеркально симметричные части кристалла, называется плоскостью двойникования – например, плоскость (111) на рис. 9. Еще одним видом плоских дефектов являются дисло­кационные стенки. Дислокационная стенка — это скоп­ление дислокаций одного знака в плоскости (плоская стенка), или вдоль определенной поверхности (так на­зываемые границы кручения). Объемные дефекты (трехмерные) — это поры, тре­щины, усадочные раковины и т. п. Они имеют значитель­ную по сравнению с атомами протяженность во всех трех направлениях кристалла. Трехмерные дефекты об­разуются как в процессе кристаллизации, так и при фа­зовых превращениях, деформации и других процессах. Поверхностные и плоские дефекты связаны с нали­чием границ зерен и блоков в металлах. Реальные поли­кристаллические материалы состоят из большого числа кристаллов - зерен, размер которых может изменяться, как правило, от сотых долей миллиметра до нескольких миллиметров. В свою очередь каждое зерно не является идеальным кристаллом, а состоит из отдельных фрагментов (бло­ков или субзерен), размер которых примерно в тысячу раз меньше раз­мера зерна. Эти блоки повернуты друг относительно друга на очень небольшую величину (от нескольких уг­ловых секунд до нескольких минут). В пределах каждо­го блока решетка почти идеальна, но разворот одного блока относительно другого обусловлен наличием дисло­каций, а именно дислокационными стенками. Эти блоки образуются в кристалле в процессе кристаллизации или рекристаллизации и оказывают существенное влияние на многие свойства кристаллов, особенно механические. Границы между отдельными блоками (малоугловые границы) являются переход­ными областями, в которых ориентировка одной части кристалла переходит в ориентировку другой части кристалла. Множество блоков слегка повернутых друг относительно друга на доли градуса в одном зерне образуют структуру, которая называется мозаичной или субструктурой. Гораздо большая разориентировка кристаллических решеток наблюдается по границам зерен. Здесь разориентировка достигает по­рядка 1 - 5°. Границы зерен (большеугловые границы) представляют собой широкую (по сравнению с блочными границами) область, которая также состоит из дислокаций, точечных дефектов, при­месей. По границам зерен наряду с плоскими дефектами могут существовать и объемные дефекты. 1.3. Диффузия в кристаллических телах Ранее мы уже говорили об образовании вакансий и вне­дрении атомов в междоузлия, причем отмечали, что с повышением температуры их способность обменивать­ся местами увеличивается. Такие процессы обмена ме­стами очень важны как с точки зрения физики, так и техники. Процессы эти происходят по законам случай­ных блужданий атомов и такие смещения принято счи­тать не зависящими друг от друга. Они составляют ос­нову процессов диффузии, т. е. процессов на которых основаны промышленные методы термической и химико-термической обработки (науглероживание, азотирование, борирование, силицирование и др.), а также про­цессы спекания, коррозии и вообще скорости протека­ния многих реакций в твердых и жидких телах. Основные законы диффузии были установлены А. Фиком, причем эти законы справедливы как для газооб­разной, так и для жидкой и твердой фаз. Преобладающим механизмом, как самодиффузии, так и диффузии примесных атомов обычно является вакансионный. Элементарным актом диффузии в этом слу­чае является перескок атома в соседнюю вакансию и об­разование новой вакансии. Существует также межузельный механизм диффузии, когда атом перемещается пря­мо по междоузлиям. Этот механизм чаще всего прояв­ляется при диффузии примесей малых атомов, таких как углерод, азот, бор. Скорость диффузии по указанным механизмам очень сильно зависит от температуры, поскольку с температу­рой сильно меняется концентрация точечных дефектов (как вакансий, так и межузельных атомов). Температурная зависимость коэффициента диффузии D подчиняется экспоненциальному закону: (5) где D0 – подэкспоненциальный множитель; Q - энергия активации, ккал/(г.атом); R – универсальная газовая постоянная, 1,987 кал/(моль . оС); Т – температура, К. Очень важную роль играют механизмы диффузии по областям с неидеальной структурой решетки (вдоль дис­локаций, границ зерен, поверхностных неоднородностей структуры). С диффузионными процессами перераспределения атомов в материалах связаны основные типы фазовых превращений (старение, упорядочение, эвтектоидный рас­пад и др.), которые будут рассмотрены в последующих главах. 1.4. Плавление и кристаллизация Плавлением называется переход твердых тел в жидкие при определенной, зависящей от давления, темпера­туре. Установлено, что в жид­ком металле хотя и нет дальнего порядка в расположе­нии атомов как в кристаллах, но существует ближний поряд­ок в пространственном расположении атомов. Установлено, что в металлах при расплавлении коор­динационное число по существу не является простран­ственно постоянным. Число ближайших соседей произ­вольно выбранного атома в жидкости можно рассматри­вать как среднее по времени и объему, оно может ме­няться вследствие движения и перемещения атомов в расплаве. В отдельные промежутки времени в жидко­сти могут формироваться небольшие области с коорди­национными числами 11, 12 и даже 13, что превышает координационное число у наиболее плотноупакованных кубических гранецентрированных кристаллов (12). Но такие области не являются устойчивыми. Промежуточное положение между твердыми кристал­лическими телами (с правильными трехмерными кристал­лическими решетками) и жидкими расплавами (с ближ­ним порядком в расположении атомов) занимают жид­кие кристаллы. Такое название получили некоторые ор­ганические вещества, состоящие из удлиненных (одно­мерных) или плоских (двумерных) молекул. При плав­лении этих веществ молекулы, взаимодействуя между собой, выстраиваются в определенном порядке. Упорядоченное состояние сохраняется в определенном интервале температур от точки плавления до точки пере­хода в изотропную жидкость, с расположением молекул характерным для изотропных жидкостей. Упорядоченное расположение молекул может быть в одном направлении, либо в двух направ­лениях, но не в трех направлениях, как в твердом кристалле. Наличие упорядоченного расположения молекул в жидких кристаллах обусловливает анизотропию их свойств (удельного электросопротивления, диэлектри­ческой проницаемости, оптических и других характери­стик). Как и в случае твердых кристаллов, эффект анизотро­пии свойств используют для технических приложений в приборостроении (LCD-мониторы), часовой и медицинской промышлен­ности и других отраслях народного хозяйства. Рассмотрим теперь с чем же связано существование металлов при одних температурах в твердом состоянии, а других - в жидком и каковы условия перехода от од­ного состояния к другому. Кристаллизация протекает в условиях, когда система переходит к термодинамически более устойчивому состоянию с меньшей свободной энергией или термодинамическим потенциалом F, т. е. когда свободная энергия кристалла меньше свободной энергии жидкой фазы. Свободной энергией (термодинамическим потенциалом) называют ту составляющую полной энергии вещества, которая обратимо изменяет свою величину при изменении температуры. С повышением температуры величина свободной энергии уменьшается. Если превращение происходит с небольшим изменением объема, то F = H - TS, (6) где H - полная энергия системы; Т - абсолютная температура; S - энтропия. Изменение свободной энергии жидкого и твердого состояний в зависимости от температуры показано на рис. 10. Выше темпе­ратуры Тпл более устойчив жидкий металл, имеющий меньший запас свободной энергии, а ниже этой температуры устойчив твердый металл. При температуре Тпл величины свободных энергий жидкого и твердого состояний равны. Температура Тпл соответствует равновесной температуре кристаллизации (или плавления) данного вещества, при которой обе фазы (жидкая и твердая) могут сосуществовать одновременно и притом бес­конечно долго. Процесс кристаллизации при этой температуре еще не начинается. Процесс кристаллизации развивается, если созданы условия, когда возникает разность свободных энергий, образующаяся вследствие меньшей свободной энергии твердого металла по сравнению с жидким. Следовательно, процесс кристаллизации может протекать только при переохлаждении металла ниже равновесной темпе­ратуры Тпл. Разность между температурами Тпл и Тк, при кото­рых может протекать процесс кристаллизации, называется - степень переохлаждения: DТ = Тпл - Тк (рис. 10), а разность свободных энергий жидкой фазы и кристалла F возникающая при переохлаждении расплава – термодинамический стимул кристаллизации F = Fж – FТ. Рис. 10. Изменение свободной энергии металла в жидком (Fж) и твердом (FТ) состояниях в зависимости от температуры Рис. 11. Кривые охлаждения при кристаллизации металла Термические кривые, характеризующие процесс кристалли­зации чистых металлов при охлаждении с различными скоростями, даны на рис. 11. При очень медленном охлаждении степень переохлаждения невелика и процесс кристаллизации протекает при температуре, близкой к равновесной (рис. 11, кривая v1). На термической кривой при температуре кристаллизации отме­чается горизонтальная площадка (остановка в падении температуры), образование которой объясняется выделением скрытой теплоты кристаллизации, несмотря на отвод тепла при охлаж­дении. С увеличением скорости охлаждения степень переохлажде­ния возрастает (кривые v2, v3) и процесс кристаллизации протекает при температурах, лежащих ниже равновесной температуры кристаллизации. Степень переохлаждения зависит от природы и чистоты металла. Чем чище жидкий металл, тем более он склонен к переохлаждению. Однако следует заметить, что относительно легко значительные переохлаждения могут быть достигнуты только при кристаллизации органических веществ. Металлы же переохлаждаются в заметной степени лишь при очень больших скоростях охлаждения (порядка 105 – 106 К/с). При таких скоростях охлаждения кристаллические зародыши не образуются, и металл затвердевает в аморфном состоянии. При обычных же скоростях охлаждения, используемых в технике (порядка десятков градусов в секунду) переохлаждение может составлять всего десятые, а иногда и сотые доли градуса. Еще Д. К. Чернов (1868 г.) впервые отметил, что в процессе кристаллизации следует различать две ста­дии: 1) образование зародышей кристаллов; 2) рост этих зародышей. Тамман ввел количественные параметры для описа­ния этих стадий, а именно: 1) число зародышей, обра­зующихся в единице объема за единицу времени; 2) ли­нейную скорость роста этих зародышей, измеряемую в единицах длины, деленной на время. Под линейной скоростью роста кристаллов понимают скорость перемещения поверхности кристалла в направ­лении перпендикулярном этой поверхности. Максималь­ная величина этой скорости составляет несколько мил­лиметров в секунду. По представлениям Таммана устойчивыми могут быть зародыши кристаллической фазы сколь угодно малого размера. Одна­ко, как показал Гиббс, при рассмотрении равновесия не­обходимо учитывать энергию поверхности раздела жидкой и кристаллической фаз. Кристал­лы становятся устойчивыми лишь после достижения оп­ределенных размеров, называемых критическими. Рост же зародышей до критических размеров, из-за увеличе­ния поверхности их раздела с жидкостью, приводит не к уменьшению, а к увеличению свободной энергии. Как показали многочисленные экспериментальные ис­следования, и число зародышей и линейная скорость ро­ста определяются, в первую очередь, величиной переох­лаждения. При снижении температуры ниже температуры плавления оба указанных параметра сначала растут (см. рис. 12), а затем, достигнув максимума, начинают снижаться. При анализе изображенных на рисунке кривых следу­ет обратить внимание на два момента: 1) форма кривой, описывающей изменение числа зародышей с ростом пе­реохлаждения (кривая 1), несколько отличается от кри­вой, описывающей скорость линейного роста (кривая 2): на кривой 1 отчетливо выражен максимум при опреде­ленной величине переохлаждения, на кривой 2 макси­мальные значения скорости соответствуют довольно ши­рокому интервалу переохлаждении (горизонтальный участок на кривой); Рис. 12. Кривые Таммана – влияние степени переохлаждения DТ на скорость зарождения центров (зародышей) кристаллизации vз и линейную скорость роста кристаллов vл 2) максимумы на кривых 1 и 2 обыч­но наблюдаются при различных DТ. Если температура, соответствующая максимуму на кривой числа зароды­шей (кривая 1), совпадает с температурой максималь­ной скорости роста (кривая 2), то сильно переохладить жидкость невозможно; если же максимум на кривой 1 находится при больших DТ чем на кривой 2, то кристал­лизация жидкости может происходить при значительных переохлаждениях. Первая стадия процесса кристаллиза­ции - образование зародышей. При образова­нии зародыша новой фазы, например, кристалла радиу­сом r, свободная энергия твердого тела, т. е. закристал­лизованного объема меньше свободной энергии того же количества жидкости на величину (7) где М - молекулярный вес вещества зародыша; r - плот­ность кристалла. Повышение свободной энергии частицы с поверхностью 4pr2 при увеличении ее радиуса от r до r + dr, равно 8prsdr, где s - энергия единицы поверхно­сти раздела фаз, равная работе, затрачиваемой на ее соз­дание. Суммарное изменение свободной энергии, обус­ловленное образованием кристалла с учетом поверхностной энергии равно: DF = 4/3(pr3r)(FТ – Fж)/M + 4pr2s. (8) Это суммарное изменение свободной энергии будет из­меняться с размером зародыша по кривой 3, представ­ленной на рис. 13 и являющейся суммой кривых 1 и 2. Критический размер зародыша определяется соотношением: rкр = 2sТплМ/QкрDТr, (9) где Qкр - теплота плавления, равная - DН. Рис. 13. Изменение свободной энергии – поверхностной (1), объемной (2) и суммарной (3) в зависимости от размера зародыша Зародыши новой фазы, имеющие критические размеры, называются «равновесными»: они могут, сохранятся в неизменном состоянии при длительном соприкосновении с окружающей жидкостью. Но если размер критического зародыша немного уменьшится, то он будет уменьшаться вплоть до полного растворения; если же он немного увеличится, то зародыш начнет самопроизвольно расти. Таким образом, чем выше переохлаждение (DТ = Тпл - Тмет), тем меньше критический диаметр зародыша, начиная с которого дальнейший рост зародыша происходит с уменьшением свободной энергии, а сам процесс образования зародыша будет происходить с повышением свободной энергии и будет хотя и самопроизвольным, но мало вероятным. Он осуществляется лишь благодаря флуктуациям (случайным колебаниям) состава. Число зародышей, образующихся при кристаллизации, в единице объема в единицу времени, пропорционально произведению вероятности образования зародыша на вероятность того, что зародыши эти дорастут до критических размеров. При превышении же критических размеров дальнейший рост зародыша происходит с уменьшением свободной энергии. Аналогично изменение линейной скорости роста зародышей с DТ. Таким образом, критический размер зародышей, т.е. кристаллов, находящихся в равновесии с расплавом, зависит и от величины переохлаждения и от поверхностной энергии (поверхностного натяжения). Размеры, при которых начинает осуществляться самопроизвольный рост зародышей, для большинства металлов составляют примерно 10 атомных диаметров, при переохлаждении примерно равном 0,01 0С. Скорость образования зародышей проходит через максимум: вблизи от температуры плавления она мала из-за большой величины rкр (DТ малы). С понижением температуры (увеличением степени переохлаждения) скорость зарождения возрастает, потому что уменьшается rкр (несмотря на небольшое снижение энергии теплового движения атомов), а затем скорость снова начинает уменьшаться, потому, что тепловое движение атомов становится столь слабым, что практически останавливается рост «подзародышей» до зародышей критического размера. Вторая стадия процесса кристаллизации - рост кристаллов. Самопроизвольный рост трехмерных зародышей происходит как путем присоединения к нему отдельных атомов (или молекул), так и путем образования на его гранях двухмерных зародышей, т.е. плоских частиц новой фазы. При любом механизме роста вероятность присоединения должна быть пропорциональна величине поверхности граней зародыша. При этом не все грани кристалла будут расти с одинаковой скоростью, так как их поверхностная энергия различна вследствие различий плотности упаковки атомов (в кубических кристаллах поверхностная энергия граней (100) немного меньше, чем всех остальных). Практически реализуются различные схемы роста кристаллов. Экспериментально показано, что рост двумерных зародышей на гранях кристаллов приводит сначала к образованию ступенек, а затем к спиралевидному росту. Рассмотренный выше механизм роста кристаллов основан на представлениях об идеальном кристалле. Однако в последнее время было показано, что решающее значение для роста кристаллов имеет наличие дефектов. А именно, наличие винтовых дислокаций снижает межфазную энергию, что и облегчает процесс роста зародышей. Если винтовая дислокация выходит на поверхность образующего зародыша, то на его поверхности возникает ступенька высотой, равной межатомному расстоянию. В этом случае захват атомов из жидкости облегчается, следовательно, возрастает и скорость роста зародыша. Наличие винтовых дислокаций приводит к спиралевидному росту кристаллов. Для многих кристаллов, в т.ч. и металлических, спиралевидный механизм роста подтвержден экспериментально. Кривая зависимости скорости роста от переохлаждения была приведена на рис. 12. Однако следует отметить, что получение вполне достоверных кривых этой зависимости от величины переохлаждения - задача, которая до сих пор не решена. Дело в том, что при больших скоростях роста, выделяющаяся скрытая теплота кристаллизации существенно повышает температуру расплава вблизи грани растущего кристалла. Но точных методов измерения температуры вблизи грани растущего кристалла нет. Поэтому экспериментально определить вид кривых Vл = f(DT) с достоверной точностью пока невозможно. Поэтому утверждать, что они имеют выраженный максимум или характеризуются некоторым плато пока нельзя. Но все же на основании имеющихся экспериментальных данных и теоретического анализа можно отметить, что линейная скорость кристаллизации начинает уменьшаться при меньших переохлаждениях, чем скорость образования кристаллов. Для металлов же вообще кристаллизация заканчивается раньше, чем будут достигнуты величины переохлаждения, при которых начинает уменьшаться число зародышей кристаллизации и скорость роста, т.е. существуют только восходящие ветви кривых. 1.4.1. Влияние растворимых примесей на процессы кристаллизации При введении в кристалл растворимых примесей, поверхностное натяжение может очень сильно изменяться. Имеются растворимые примеси, которые сильно снижают поверхностное натяжение, а некоторые, наоборот, увеличивают его. Растворимые примеси, снижающие поверхностное натяжение, называются поверхностно-активными. К числу поверхностно-активных примесей относятся щелочноземельные, редкоземельные и щелочные металлы, а также сера, азот, фосфор и некоторые другие. Поверхностно-активные примеси, хотя и присутствуют в растворе в малых концентрациях, концентрируются в переохлажденной жидкости на поверхностях кристаллических зародышей (в виде монослоев) и уменьшают работу образования зародышей и их размеры (8). Следовательно, поверхностно-активные примеси увеличивают скорость образования зародышей. Так как при этом они не могут оказывать большого влияния на скорость их роста, то поверхностно-активные примеси должны измельчать зерно в закристаллизовавшемся металле. Многочисленными экспериментами действительно подтверждено, что поверхностно-активные примеси измельчают зерно (например, при введении бора в сталь). Растворимые примеси, повышающие поверхностное натяжение на границе жидкость – кристалл (инактивные примеси), не только не концентрируются на поверхности зародышей кристаллов, но, напротив, стремятся удалиться от этих поверхностей. Поэтому указанные примеси не оказывают существенного влияния на кристаллизацию при условии, что они хорошо растворимы и в жидкой, и в твердой фазе. Если же растворимость примеси в твердой фазе мала, то они тормозят зарождение и рост кристаллов. Действие их обусловлено выделением на поверхности кристалла особых инородных фаз, которые и нарушают контакт между основными кристаллами и питающим их расплавом. На процесс кристаллизации оказывают влияние, и готовые поверхности раздела (стенки изложницы, частицы нерастворимых примесей и т.д.). Вероятность образования зародыша на готовой поверхности раздела всегда выше, чем в объеме расплава, потому что в случае присутствия готовой поверхности уменьшается s и, как следствие, работа образования зародыша. Существование готовой криволинейной поверхности раздела (малые r при плавлении кристаллов) приводит к тому, что в обычных условиях перегреть твердое тело выше температуры плавления невозможно. 1.4.2. Модификаторы. Строение металлического слитка Размер зерна зависит от соотношения между скоростью зарождения центров кристаллизации (зародышей) - VЗ и скоростью их роста VР. Можно показать, что число зерен n в единице объёма пропорционально корню квадратному из соотношения скорости зарождения к скорости роста кристаллов: (10) где К - константа, примерно равная 1. Форма растущих кристаллов также зависит от условий охлаждения и от наличия примесей и других факторов. За характерную древовидную форму реальные кристаллы получили название дендритов. Рост кристаллов происходит в первую очередь в направлениях, перпендикулярных к плотноупакованным плоскостям. Первоначально образуются длинные ветви (дендритные оси первого порядка или главные оси ден­дрита - древовидного кристалла). Затем на ребрах этих осей также в направле­ниях [111] (для ГЦК решеток) происходит зарождение и рост перпендикулярных к ним более коротких ветвей - осей второго порядка (рис. 14), на которых в свою оче­редь появляются оси третьего порядка и т. д. Таким образом, формируется древовидная форма металлических кристаллов. Одним из факторов, которые сильно влияют на форму кристаллов, является направление отвода тепла при кристаллизации. Особенно большое значение имеет ско­рость и направление теплоотвода при кристаллизации крупных промышленных слитков. Рис. 14. Схема дендрита В направлении теплоотвода существует максимальный градиент температуры, а значит максимальная степень переохлаждения Т и, следовательно, максимальное значение Vр. Рис. 15. Строение стального слитка Реальный слиток состоит, как правило, из трех зон: мелкокристаллической - корковой зоны 1, зоны столбча­тых кристаллов 2 и внутренней зоны крупных равноосных кристаллов 3 (рис. 15). Кристаллизация поверхностной (корковой) зоны про­текает в условиях максимального переохлаждения, когда имеется большое число зародышей. Структура, естест­венно, получается в этом случае мелкокристаллической. Этому же способствует наличие готовых поверхностей кристаллизации (стенки изложницы, литейной формы, большое количество тугоплавких частиц примесей). В следующей (подкорковой) зоне переохлаждение ме­талла существенно меньшее, следовательно, меньше ско­рость образования зародышей и меньше п. Растут они в направлении, противоположном направлению отвода тепла, т. е. перпендикулярно стенке изложницы. В этой зоне происходит рост так называемых столбчатых кри­сталлов. В третьей - центральной области слитка на­правление преимущественного теплоотвода становится менее выраженным и, кроме того, в центре слитка больше примесей, поэтому в центре слитка растут преимущест­венно равноосные кристаллы. Образование зародышей основного металла, при температуре его кристаллизации, в реальном слитке яв­ляется не столь быстрым процессом и поэтому величина зерна получается большей, чем это требуется для обес­печения хороших свойств металла. Поэтому в реальных условиях величину зерна регулируют не только подбо­ром толщины стенок изложницы, но и путем небольших изменений состава расплава (добавлением модификаторов). При этом очень сильно изменяются термодинами­ческие условия образования различных фаз. Например, если в чугун добавляют алюминий, бор, висмут и другие элементы, то при этом образуются нитриды, оксиды и другие тугоплавкие соединения, на которых может происходить выделение основных фаз. Вещества, приме­няемые для измельчения зерна, называются модификаторами. Достаточно строгой теории модифицирования пока еще нет, поэтому состав и количество модификаторов подбирают эмпирически. Использование модификаторов позволяет сократить время отжига отливок и повысить эксплуатационные свойства материалов. Различают модификаторы I рода, образующие в расплавах тугоплав­кие соединения, и модификаторы II рода - поверхностно-активные приме­си, механизм действия которых рассмотрен выше. 1.4.3. Аморфизация сплавов При охлаждении жидкого расплава с высокими скоро­стями (105…107 К/с) зародыши кристаллов образовы­ваться не успевают и в твердом состоянии фиксируется структура, характерная для жидкости. Такие структуры получили название аморфных. В настоящее время аморфные состояния получены как для чистых метал­лов (Pb, Sn, Al, Ni и др.), так и для многочисленных сплавов. Чистые аморфные металлы получают, как правило, осаждением из парогазовой фазы на холод­ную подложку. Для получения аморфных сплавов ча­ще используют методы центробежного разбрызгивания капель, расплющивания на быстровращающемся диске или между валками, лазерного расплавления поверхно­стных зон. Легче аморфизуются сплавы, в которых содержится высокая концентрация неметалли­ческих элементов (Fe80B20, Fe70Cr10B20, Ni75Si8B17, Co75Si15B10, Pd80Si20 и др.). Если же сплав состоит только из металлических элементов, то легче аморфизуются сплавы, когда входящие в них элементы сильно разли­чаются размерами атомов и их электроотрицательностью (Ni35Nb65, Ni55Ta45, Cu50Zr50, Co60Zr40 и др.). Аморфиза­ция сталей в настоящее время пока затруднена, потому что, как показывают теоретические оценки, для этого нужно реализовать скорости охлаждения порядка 109- 1010 К/с. Чугуны же (например, Fe + 4,5 % С) удалось аморфизировать при скорости охлаждения 108 K/c. Аморфные материалы - изотропны, обладают очень высокой прочностью, особенно удельной прочностью, вы­соким сопротивлением коррозии и рядом других свойств. Уже сейчас аморфные материалы используют в качестве различных термодатчиков, для магнитных головок запи­си, для упрочнения режущих инструментов. Предполага­ется, что в ближайшее время их будут использовать в качестве пружинных материалов, антикоррозионных по­крытий, в качестве металлокорда в автомобильной про­мышленности. Применение аморфных материалов подробнее рассмотрено во II части данного курса лекций. Контрольные вопросы к главе 1 1. Какие тела называют металлами? 2. Какие характеристики описывают кристаллическое строение металлов? 3. Какие типы дефектов кристаллического строения металлов принято считать основными? 4. Каковы причины различий в скоростях диффузии атомов в объ­еме зерна и по границам? 5. Что такое энергия активации диффузии? 6. Какова размерность коэффициента диффузии? 7. Что такое переохлаждение при кристаллизации и чем оно обу­словлено? 8. От каких факторов зависит размер зерна в литом сплаве? 9. Что такое модификаторы? Глава 2 МЕТАЛЛИЧЕСКИЕ СПЛАВЫ И ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ 2.1. Характеристика основных фаз в сплавах Чистые металлы применяют довольно редко, так как они обладают низкой прочностью и ограниченным разнообразием свойств. В технике широкое применение получили металлические сплавы – вещества, полученные сплавлением двух или более компонентов. Компонентами называют элементарные (металлические или неметаллические) вещества или устойчивые химические соединения, входящие в состав сплава. В отношении взаимной растворимости компонентов возможны два предельных случая: 1. Компоненты сплава неограниченно растворяются друг в друге, как в жидком, так и в твердом состояниях. При этом в твердом состоянии в кристаллической решетке одного металла (называемого растворителем) собственные атомы замещаются атомами второго компонента, образуется гомогенный (однородный) сплав, называемый твердым раствором. Кристаллическая решетка твердого раствора такая же, как у металла растворителя. 2. Компоненты сплава практически нерастворимы друг в друге в твердом состоянии, т.е. практически не образуют твердых растворов. В этом случае сплав состоит из смеси кристаллов практически чистых компонентов. Такую смесь часто называют механической, но правильнее называть ее гетерогенной смесью кристаллов. Примером могут служить сплавы системы Pb - Cu. На практике чаще всего проявляются не эти два крайних случая, а промежуточные, когда один компонент частично растворяется в другом, причем в результате взаимодействия компонентов могут образовываться новые фазы или соединения, кристаллическая решетка которых может не совпадать с решетками ни одного из входящих в сплав компонентов, но может и совпадать. Полная взаимная растворимость может проявляться только при сплавлении элементов с кристаллическими решетками одного и того же типа, причем размеры атомов компонентов не должны отличаться более чем на 15 %. Непрерывный ряд твердых растворов образуется в системах Ni - Cu, Ag - Au, Au - Pt, Mo – V, Mo – W и др. У образующихся твердых растворов кристаллические решетки не отличаются от исходных компонентов только по типу (ОЦК, ГЦК, ГПУ), периоды же решеток в твердом растворе будут непрерывно меняться в зависимости от концентрации того или другого металла. Но, кроме двух отмеченных выше условий (типа решетки и размеров атомов), для образования ряда непрерывных растворов должно выполнятся еще одно ограничение, обусловленное химическим взаимодействием между компонентами, образующими сплав: это взаимодействие не должно быть велико. Если взаимодействие слишком велико, то образуется не неограниченный твердый раствор, а химическое соединение. Так, например, алюминий по размеру атомов почти совпадает с медью и золотом, имеет такую же ГЦК решетку, но в системах Au - Al, Cu - Al образуются не непрерывные твердые растворы, а интерметаллические соединения. Твердые растворы могут быть трех типов: 1) замещения, 2) внедрения, 3) вычитания. Рис. 16. Схемы расположения атомов в твердых растворах: а – замещения; б – внедрения; в – вычитания В случае твердых растворов замещения атомы растворенного вещества статистически случайно занимают узлы решетки растворителя (рис. 16, а). Твердые растворы внедрения образуются в том случае, когда атомы растворенного вещества внедряются в межузельные промежутки решетки растворителя (рис. 16, б). Твердые растворы вычитания, являющиеся по существу растворами с дефектной решеткой, образуются лишь при сильном химическом взаимодействии между компонентами. В этих растворах некоторые позиции решетки оказываются незанятыми (рис. 16, в). Твердые растворы замещения образуются между металлами, а так же между металлами и неметаллами с достаточно большими радиусами атомов. Твердые растворы внедрения образуются, чаще всего, при растворении таких атомов, как H, C, O, N, B (атомные радиусы которых меньше 0,1 нм) в металлах переходных групп. Примером является твердый раствор углерода в  - Fe (аустенит). Атомы железа в нем расположены в узлах ГЦК решетки, а атомы углерода внедрены в некоторые из межузельных промежутков («поры»). В ГЦК решетках наиболее удобными местами расположения «посторонних» атомов являются октаэдрические поры (с координатами ½, ½, ½). При образовании твердых растворов внедрения кристаллическая решетка всегда расширяется, параметры решетки возрастают. Если исходить только из геометрических размеров атомов, то следовало бы ожидать, что и кислород (атомный радиус которого равен 0,06 нм) при растворении в решетках металлических элементов должен давать металлические твердые растворы. Но это наблюдается, как правило, лишь при малых концентрациях кислорода в растворе. Исключением является твердый раствор кислорода в титане, в котором металлические свойства титана сохраняются и в растворах, содержащих до 30 % кислорода. Обычно при растворении кислорода в металле образуется оксид, не сохраняющий металлических свойств. Причиной этого служит сильная электроотрицательность кислорода, в результате которой, при захвате электронов из «электронного» газа, образуются ионы кислорода. Электроотрицательностью атома называют величину, пропорциональную энергии его связи с дополнительным электроном. Следует отметить, что чем больше разность электроотрицательностей растворителя и растворяемых элементов, тем в большей степени сохраняется область существования твердого раствора и увеличивается тенденция к образованию интерметаллических соединений и промежуточных фаз. На взаимную растворимость компонентов оказывает влияние также и валентность входящих элементов. Металлы с более низкой валентностью предпочтительнее растворяют металлы с более высокой валентностью, но не наоборот. Так, Au растворяет 20…30 % (ат) Мg, но магний (валентность 2) растворяет менее 0,2 % (ат) Аu (валентность 1). Если к одному и тому же растворителю добавлять атомы различных компонентов, то их растворимость снижается с ростом валентности растворяемого элемента. Твердые растворы многокомпонентных веществ могут образовываться так, что-либо атомы всех растворяемых элементов замещают узлы решетки растворителя, либо все внедряются в междоузлия, либо одни элементы размещаются путем замещения узлов растворителя, а другие - путем внедрения. Примером твердых растворов последнего типа является марганцовистая сталь, в которой атомы марганца замещают узлы решетки железа, а атомы углерода внедряются в междоузлия. Твердые растворы вычитания (в которых не все узлы кристаллической решетки заняты) часто образуются в карбидах (TiC, NbC, MoC и др.). Пустыми в них оказываются некоторые места, которые должны бы быть заняты атомами углерода. В твердых растворах FeO вакантными оказываются узлы, в которых должны располагаться атомы железа. 2.1.1. Упорядоченные твердые растворы При рассмотрении твердых растворов замещения мы отмечали, что атомы компонента растворенного вещества замещают узлы решетки растворителя статистически беспорядочно. В общем случае это действительно так и происходит. Рис. 17. Кристаллические решетки сплавов системы Cu – Au: а - неупорядоченный твердый раствор; б - упорядоченный сплав Cu3Au; в - упорядоченный сплав CuAu В этом случае полагают, что в твердом растворе существует ближний порядок. Кроме того, имеется ряд твердых растворов, в которых при высоких температурах существует статистически беспорядочное распределение атомов или ближний порядок. Но при медленном охлаждении до низких температур, или в процессе отжига при невысоких температурах в них происходит такое перераспределение в расположении атомов, в результате которого атомы растворителя и растворенного вещества занимают в кристаллической решетке строго определенные позиции и растворы становятся упорядоченными. Примером твердого раствора такого типа может служить сплав Сu - Аu, с содержанием золота равным 25 % (ат.). При высоких температурах этот твердый раствор имеет неупорядоченное распределение атомов в ГЦК решетке (рис. 17, а), а после низкотемпературного отжига атомы золота занимают однотипные позиции, например углы куба, а атомы меди другие позиции - центры граней куба (рис. 17, б). В твердом растворе этой же системы, но при содержании меди и золота по 50 % (ат), при высоких температурах также наблюдается статистически-беспорядочное распределение атомов. Но при низкотемпературном отжиге происходит такое перераспределение атомов, при котором атомы золота и меди чередуются слоями в плоскостях кристаллической решетки (рис. 17, в). В результате такого перераспределения атомов происходит некоторое изменение симметрии решетки: вместо ГЦК решетка становится центрированной тетрагональной с отношением с/а близким к единице. Рассмотренные твердые растворы со строго упорядоченным расположением атомов в кристаллической решетке принято называть сверхструктурами. Несмотря на то, что при образовании сверхструктуры состав сплава не изменяется, а происходит только перераспределение атомов по узлам кристаллической решетки, это приводит к значительному изменению его магнитных, электрических и особенно механических свойств. Неупорядоченные твердые растворы, как правило, менее прочны и более пластичны. Материалы, характеризующиеся наличием сверхструктуры более прочны, но в большинстве случаев хрупки. Сверхструктуры являются как бы промежуточными формированиями между твердыми растворами и интерметаллическими соединениями. С интерметаллическими соединениями они схожи тем, что упорядоченное расположение атомов и резкое изменение свойств у них такое же. Отличием является отсутствие у сверхструктур достаточно строгих стехиометрических соотношений между компонентами и то, что в них степень упорядоченного расположения атомов можно менять термообработкой. 2.1.2. Металлические соединения Различают два понятия: 1) интерметаллическое соединение – соединение металлов, даже если оно не характеризуется металлической связью, например, Mg2Sn; 2) металлическое соединение, характеризующееся металлической связью, даже в том случае, когда компонентами в такое соединение входят и неметаллы. Примером металлических соединений являются карбиды и нитриды переходных металлов. Понятия эти во многих случаях перекрываются, потому, что соединения многих металлов обладают металлической связью. Например, g - латунь является одновременно интерметаллическим и металлическим соединением. Н.С. Курнаков разделил металлические соединения на две группы. К первой группе отнесены соединения переменного состава (т.е. соединения, существующие в сравнительно широкой области концентраций в виде твердого раствора); ко второй группе отнесены соединения, существующие лишь при строгом стехиометрическом соотношении концентраций их компонентов. К таким соединениям, например, относятся интерметаллиды типа АВ, содержащие 50 % (ат) компонента А и 50 % (ат) компонента В, либо типа А3В, содержащие 75 % (ат) компонента А и 25 % (ат) компонента В, и других стехиометрических составов – АВ3, А2В и др. Соединения первой группы были названы Н.С.Курнаковым бертоллидами, а второй группы – дальтонидами. Составы сплавов, соответствующие стехиометрическим соотношениям концентраций были названы сингулярными (особыми или единственными). Различие свойств бертоллидов и дальтонидов связано с различием их структур. В дальтонидах, при составах соответствующих той или иной формуле, устанавливается максимальный порядок в расположении атомов относительно друг друга; в бертоллидах выделить состав с максимальной упорядоченностью расположения атомов нельзя. Большинство металлических соединений может быть классифицировано в определенные группы, основными из которых являются: 1) электронные соединения; 2) фазы внедрения и родственные им металлические карбиды; 3) фазы Лавеса; 4) s - фазы. Электронные соединения характеризуются тем, что соотношение атомных концентраций входящих в них элементов соответствует некоторой электронной концентрации, определяемой отношением числа валентных электронов к числу атомов. Например, в соединении CuZn на два атома имеется три электрона (один от атома меди и два от атома цинка); электронная концентрация равна 3/2. Для большинства электронных соединений используемых в практическом металловедении, электронная концентрация соответствует 3/2, 7/4, 21/13. Электронные соединения с концентрацией 3/2 имеют ОЦК решетку и называются b - фазой (AgCd, AgMg, AgZn, CuBe, CuCa, CuZn). При электронной концентрации равной 7/4 решетка гексагональная плотноупакованная (AgCd3, CuZn3, Au5Al3 и др.) и такие соединения обозначаются, как e - фаза. Электронные соединения с концентрацией 21/13 имеют сложные кубические решетки с 52 атомами в элементарной ячейке и называются g¢ - фазой. Фазы внедрения образуются обычно в тех случаях, когда размеры атомов элементов, входящих в сплав, сильно отличаются. Как и в случае твердых растворов внедрения, в этих фазах атомы малых размеров внедряются в межузельные пространства в решетке. К числу таких фаз внедрения относится большинство технически важных металлических соединений, таких как гидриды, карбиды, нитриды, бориды и др. Кристаллическая структура фаз внедрения определяется соотношением атомных радиусов металла и неметалла, образующих фазу внедрения: если соотношение атомных радиусов £ 0,59, то структура фаз внедрения простая (ГЦК или ГПУ); если же соотношение > 0,59, то структура фаз сложная. Формула многих фаз внедрения соответствует соотношениям типа МеХ (WC, TaC, WN и др.), Ме2Х (Mo2C, W2C, Fe2N, Co2N и др.), Ме4Х (Fe4N, Mn4N, Nb4C и др.). Фазы внедрения особенно важны в техническом отношении из-за того, что они обладают очень высокой твердостью и высокой температурой плавления. Так, карбид WC плавится при температуре 2867 0С и имеет твердость HV = 17300 МПа, карбид TaC имеет твердость HV = 28500 МПа и т.д. Вследствие их высокой твердости карбиды указанных металлов часто используются для изготовления режущего инструмента. Фазами Лавеса называют интерметаллические соединения состава АВ2. Эти фазы составляют самую крупную группу интерметаллидов. Отличительной особенностью фаз Лавеса является очень высокая плотность упаковки атомов вследствие того, что входящие в состав их атомы могут за счет взаимодействия уменьшать свои размеры – примерно до 15 %. Для образования фаз Лавеса должны выполняться два условия: 1) соотношение радиусов элементов должно составлять около 1,23; 2) содержание атомов элемента с меньшим радиусом должно быть в два раза больше, так как решетка содержит в два раза больше малых мест, чем больших. В многокомпонентных сплавах фазы Лавеса образуются очень часто. s - фазы – интерметаллические соединения, целиком состоящие из переходных металлов (например, Fe,Cr, FeCo, CrCo, NiCo, WСo и др.). Отличительной особенностью этих фаз является наличие широких областей гомогенности, причем концентрационные интервалы их устойчивости для разных систем различны. Так, в системе Fe - Cr s - фаза существует в области 43…49 % (ат) Fe, в системе Cr - Co – 58…63 % (ат) Cr, а в системе Mn - V – 13,5…24,5 % (ат) V. s - фазы обладают повышенной хрупкостью и их присутствие в сталях или сложных сплавах нежелательно, поскольку это приводит к ухудшению механических и других свойств. Так во многих жаропрочных сплавах образование s - фаз приводит к охрупчиванию сплавов и снижению коррозионной стойкости. 2. 2. Особенности кристаллизации сплавов Кристаллизация сплавов подчиняется тем же закономер­ностям, как и кристаллизация чистых металлов, т.е. необходи­мо, чтобы DFкр = H — TDS < 0. Существенным различием является большая роль диффузионных процессов между жид­костью и кристаллизующейся фазой при кристаллизации спла­вов, которые необходимы для перераспределения разнородных атомов, равномерно распределенных в жидкой фазе. Помимо этого в сплавах в твердом состоянии могут иметь место про­цессы перекристаллизации, обусловленные не только полиморф­ными превращениями компонентов сплава, но и распадом твер­дых растворов, выделением из них вторичных фаз, когда раство­римость компонентов в твердом состоянии с изменением тем­пературы меняется. Эти превращения называются фазовыми превращениями в твердом состоянии. Они также сопровождают­ся диффузионными процессами, которые при пониженных тем­пературах сильно замедляются. Поэтому весьма часты случаи, когда после охлаждения сплавы оказываются в неравновесном состоянии. При перекристаллизации в твердом состоянии образуются центры кристаллизации, и происходит их рост. Обычно центры кристаллизации возникают по границам зерен старой фазы, где решетка имеет наиболее дефектное строение и где имеются примеси, которые могут стать центрами новых кристаллов. При возникновении новой фазы соблюдается принцип кристаллогра­фического соответствия. Это значит, что на кристаллографиче­ской плоскости старых кристаллов начинается образование тех кристаллографических плоскостей новых кристаллов, строение которых наиболее близко к строению плоскости старых кристал­лов. Такими плоскостями при превращении решеток Fea (оцк) ® Feg (гцк) являются плоскости (100) решетки оцк и (111) решетки гцк. Таким образом, у старой и новой фазы в течение некоторого времени имеются общие плоскости. Такая связь решеток назы­вается когерентной связью. В случае различия строения кри­сталлов старой и новой фаз превращение протекает с образо­ванием промежуточных фаз (правило ступеней). Нарушение когерентности и обособление кристаллов наступает, когда они приобретут определенные размеры. Чтобы понять многие особенности таких систем как сплавы, необходимо уметь пользоваться правилом фаз. 2.3. Диаграммы состояния металлических систем Диаграмма состояния - графическое изображение состояния лю­бого сплава изучаемой системы в зависимости от его концентрации и температуры. Диаграмма состояния показывает равновесные, устойчивые состояния, т. е. такие, которые при данных условиях обладают минимальной свободной энергией. Теоретическое и прак­тическое значение диаграмм состояния очень велико. Изучение любого сплава, прежде всего, начинается с построения и анализа диаграммы состояния соответствующей системы, так как диаграмма состояния дает возможность изучать фазы и структурные состав­ляющие сплава. Пользуясь диаграммой состояния, можно установить возможность проведения термической обработки и ее режимы, температуры литья, горячей пластической деформации и т. д. Теоретические основы для разработки диаграмм состояния создал основоположник научного металловедения - Д. К. Чернов, от­крывший в шестидесятых годах XIX века фазовые (струк­турные) превращения в железе и стали. Большой вклад в изучение диаграмм состояния внес Н. С. Курнаков со своими учениками. В любой системе количество фаз, находящихся в равновесии, зависит от внутренних и внешних условий. Закономерности всех изменений, происходящих в системе, подчинены общему закону равновесия, который называется правилом фаз или законом Гиббса. Правило фаз выражает зависимость между числом степеней свободы с, числом компонентов k и числом фаз системы f, находящихся в равновесии. В общем виде с = k - f + р, (11) где р - число переменных внешних факторов равновесия (темпе­ратура и давление). Число степеней свободы (или вариантность) системы - это число независимых переменных, которые можно изменять в определенных пределах, не изменяя числа фаз, находящихся в равновесии. Обычно все превращения в металлах и сплавах происходят при постоянном атмосферном давлении. Тогда правило фаз записывается в виде с = k - f + 1 (12) Уравнение правила фаз позволяет корректировать правильность построения диаграмм состояния. Построение диаграмм состояния осуществляют различными экспериментальными методами. Наиболее часто пользуются методом термического анализа. В результате измерений получают серию кривых охлаждения, на которых при температурах фазовых превращений наблюдаются точки перегибов. Температуры, соответ­ствующие фазовым превращениям, называются критическими точ­ками. Точки, отвечающие началу кристаллизации, называют точками ликвидус (точки 1 на рис. 18, а). Точки, отвечающие концу кристал­лизации, называются точками солидус (точки 2 на рис. 18, а). По полученным кривым охлаждения (критическим точкам) для различных сплавов изучаемой системы строят диаграмму состояния в координатах: по оси абсцисс - концентрация компонентов, по оси ординат - температура. 2.3.1. Диаграмма состояния сплавов с практически отсутствием растворимости компонентов в твердом состоянии Сплавы таких компонентов при переходе из жидкого состояния в твердое образуют гетерогенную смесь зерен чистых металлов. К числу таких систем относятся Sn - Zn, Pb - Sb и др. Рассмотрим кривые охлаждения сплавов системы свинец - сурьма, имеющих различный химический состав (рис. 18, а, б). Рис. 18. Кривые охлаждения сплавов и построение диаграммы состояния сплавов системы Pb - Sb Кристаллизация чистого свинца (кривая I) начинается в точке 1 и заканчивается в точке 1'. Кристаллизация протекает при постоян­ной температуре 327° С. Выше этой температуры свинец находится в жидком состоянии, ниже (отрезок 1'—2) свинец находится в твер­дом состоянии; происходит только его охлаждение. На участке 1 - 1' в соответствии с правилом фаз k = 1 (чистый свинец) f = 2 (жидкий свинец и кристаллы свинца). Следовательно, с = k - f + 1 = 1 – 2 + 1 = 0, т. е. изменения температуры не должно про­исходить. Аналогично происходит и кристаллизация сурьмы при темпе­ратуре 630° С (кривая V). Кривая охлаждения сплава III (13 % Sb и 87 % Рb) аналогична кривым охлаждения свинца и сурьмы. На кривой охлаждения имеется также только одна температурная остановка 2 - 2', т. е. кристаллизация этого сплава происходит при постоянной темпера­туре 246° С. Особенность кристаллизации сплава заключается в том, что происходит одновременная кристаллизация обоих компонентов, т. е. одновременно появляются и растут кристаллы свинца и сурьмы и таким образом образуется мелкокристаллическая гетерогенная смесь обоих компонентов. Гетерогенная смесь двух (или более) разнородных кристаллов, одновременно кристаллизующихся из жидкости, называется эвтек­тикой. Температура кристаллизации или при нагреве температура плав­ления (Ткр  Тпл) сплавов эвтектического состава наименьшая по сравнению с любым другим сплавом этой системы. В точке 2' кристаллизация заканчивается и далее (отрезок 2' - 3) происходит только охлаждение затвердевшего сплава. Для этого случая по правилу фаз имеем К = 2 (сурьма и свинец), f = 3 (кри­сталлы свинца и сурьмы и жидкий сплав), с = 0. Так как с = 0, то кристаллизация сплава эвтектического состава должна проте­кать при постоянной температуре. Кристаллизация сплава II (5 % Sb и 95 % Рb) происходит иначе, чем сплавов I, V и III. На кривой охлаждения этого сплава имеются две критические точки: точка перегиба 1 (296° С) и температурная остановка 2 - 2' (246° С). Выше точки 1 сплав находится в жидком состоянии, в точке 1 начинается кристаллизация сплава - появ­ляются первые зародыши зерен свинца. Выделение и рост зерен избыточного свинца продолжаются до точки 2. При этой темпера­туре часть сплава, оставшаяся в жидком состоянии, будет иметь эвтектический состав (13 % Sb и 87 % Рb) и ее кристаллизация будет происходить при постоянной температуре, равной температуре кристаллизации эвтектики (отрезок 2 - 2). В точке 2' кристаллиза­ция заканчивается, отрезок 2' - 3 - охлаждение затвердевшего сплава. При кристаллизации сплава IV (40 % Sb и 60 % Рb) на кривой охлаждения также имеются две критические точки: точка пере­гиба 1 (395° С), соответствующая началу кристаллизации сплава, и температурная остановка 2 - 2' (246° С). Сказанное о кристалли­зации сплава II относится и к сплаву IV, отличие лишь в том, что в точке 1 в процессе кристаллизации происходит образование кри­сталлов сурьмы. Характерная особенность кристаллизации сплавов II и IV: кристаллизация происходит в интервале температур - от точки 1 до точки 2. Это подтверждается и правилом фаз. На участке 1 - 2 имеются две фазы: жидкость и кристаллы свинца (сплав II) или жидкость и кристаллы сурьмы (сплав IV). Отсюда с = 2 - 2 + 1 = 1, т. е. температура будет переменной. Полученные критические точки переносят на диаграмму, где координатами будут концентрация и температура. Если затем соединить линией все точки начала кристаллизации (линия АСВ) и точки конца кристаллизации (линия DCF), то получим диаграмму состояния системы Рb - Sb (рис. 18, а). Линия АСВ, представляю­щая собой геометрическое место точек ликвидус, называется линией ликвидус, выше этой линии все сплавы находятся в жидком состоя­нии. Линия DCF - геометрическое место точек солидус - назы­вается линией солидус, ниже этой линии все сплавы находятся в твер­дом состоянии. На рис. 18, б приведена диаграмма состояний Рb - Sb, но с ука­занием фазового состава и структуры в различных областях диа­граммы. Сплавы, расположенные левее точки С, т. е. содержащие меньше 13 % Sb, называются доэвтектическими. Сплав, отвечающий составу эвтектики (13 % Sb), называется эвтектическим (рис. 18, б). Сплавы, лежащие правее точки С (содержащие больше 13 % Sb), называются заэвтектическими. Их структура - избыточные кри­сталлы сурьмы и эвтектика. Пользуясь диаграммой состояния, можно легко определить температуру начала и конца плавления для любого сплава данной системы (а также структурные составляющие, которые имеет сплав в твердом состоянии). Для этого на оси абсцисс находят точку, отве­чающую концентрации рассматриваемого сплава, и через нее про­водят вертикальную линию (линию сплава). Точки пересечения с линиями солидус и ликвидус соответствуют температуре начала и конца плавления. Пользуясь диаграммой состояния, можно для любой температуры определить не только число фаз, но и их состав и количественное соотношение, применив правило отрезков. Правило отрезков (правило рычага) может быть использовано только для тех областей диаграммы, в которых сплавы находятся в двухфазном состоянии. Предположим, следует определить состав фаз для сплава 1 при t1 (точка а на рис. 18, б). Для этого через точку а, характеризующую состояние данного сплава, надо провести горизонтальную линию (коноду) до пересечения с линиями диаграммы состояния, ограничивающими данную двухфазную область (линия bq на рис. 18, б). Точки пересечения b и q проектируют на ось концен­траций. Проекция точки b точка b' покажет состав жидкой фазы, а точки q – точка q' -твердой фазы (для данной системы это чи­стая сурьма). С понижением температуры состав фаз будет изме­няться. За счет роста зерен сурьмы содержание ее в жидком сплаве будет уменьшаться. При температуре t2 состав жидкой среды опре­деляется проекцией точки т на ось концентраций, т. е. точкой т'. При 246° С состав жидкой фазы определяется соответственно точкой С (13 % Sb). Таким образом, независимо от общего содержа­ния компонентов в сплаве эвтектика во всех сплавах данной системы будет иметь один и тот же химический состав. Второе положение правила отрезков позволяет определять ко­личественное соотношение фаз при любой температуре. Для этого также проводят через точку а коноду. Количество (масса) фаз обратно пропорционально отрезкам проведенной коноды. Если принять, что отрезок bq выражает количество всего сплава, то количество выделившейся избыточной сурьмы соответствует отрезку bа, жидкой фазы — отрезку aq. Для определения относи­тельного весового количества фаз пользуются отношениями Qж/QC = aq/bq; Qsb/Qc = ba/bq; Qж/Qsb = aq/ba, (13) где Qж - количество жидкого расплава; Qsb - количество кристаллов сурьмы; Qc - количество всего сплава. 2.3.2. Диаграмма состояния сплавов с неограниченной растворимостью компонентов в твердом состоянии В твердом состоянии в любых соотношениях могут растворяться такие металлы, которые имеют одинаковую кристаллическую ре­шетку с мало различающимися параметрами, например, медь и ни­кель, которые имеют ГЦК решетку с параметром около 0,36 нм, или  -железо и хром, имеющие ОЦК решетку с пара­метром около 0,29 нм и др. Кривые охлаждения системы Сu - Ni всех сплавов данной си­стемы имеют вид, представленный на рис. 19. Для чистых металлов кривые охлаждения имеют вид, аналогичный кривым I и V, при­ведены на рис. 18, а. Рис. 19. Диаграмма состояния сплавов Cu – Ni: а - кривые охлаж­дения сплавов I, II, III, IV, V; б - диаграмма состояния сплавов Сu—Ni и схема расположения атомов Сu (черные) и Ni (белые) в решетках сплавов Выше линии ликвидус АСВ (см. рис. 19) сплавы находятся в состоянии однородного жидкого раствора, в котором атомы меди равномерно перемешаны с атомами никеля. На линии ликвидус АСВ начи­нается кристаллизация сплавов, что сопровождается уменьшением скорости охлаждения. В точках лежащих на линии солидус ADB кристаллизация заканчивается с образованием неограниченного твердого раствора никеля и меди. Ниже линии солидус ADB происходит охлаждение твердого раствора без каких-либо превращений. Сплавы с разным соотношением меди и никеля имеют аналогичный вид кривых охлаждения, они различаются только значениями температур начала и конца кристаллизации (рис. 19, а). Проведем анализ данной диаграммы на примере какого-либо конкретного сплава, например, содержащего 50 % Ni(сплав III, рис. 19). В точке а сплав находится в жидком состоянии. В точке l1 нач­нется кристаллизация сплава. Применим правило отрезков. Точка s1 спроектированная на ось концентраций, покажет состав первых образовавшихся кристаллов твердого раствора . При дальнейшем охлаждении состав кристаллов будет изменяться от точки s1 до точки s3, а состав жидкой фазы - от точки l1 до точки l3. Таким образом, в процессе кристаллизации состав растущих кристаллов будет изменяться в сторону уменьшения содержания никеля. Пользуясь вторым положением правила отрезков, можно опре­делить количественное соотношение фаз для любой температуры. Чем больше температурный интервал кристаллизации сплава, т. е. чем больше расстояние между линией ликвидус и солидус, тем больше проявляется дендритная ликвация. 2.3.3. Диаграмма состояния сплавов с ограниченной растворимостью компонентов в твердом состоянии Диаграмма состояния с эвтектикой представлена на рис. 20, а. Здесь компоненты обозначены А и В; фазы Ж, , , где  - твердый раствор атомов компонента В в кристаллической решетке компонента А, а  - твердый раствор атомов компонента А в кристалли­ческой решетке компонента В. Линия ECF является линией ликви­дус, а линия EDCKF - линией солидус. Линии DM и KN показы­вают предельную растворимость компонентов. Пользуясь правилом фаз и правилом отрезков, можно проследить за процессом кристаллизации любого сплава. Кристаллизация сплавов I и III аналогична кристаллизации сплавов в системе Сu - Ni. Выше точки 1 сплав находится в жидком состоянии. В точке 1 на­чинается и в точке 2 заканчивается кристаллизация сплава. В про­цессе кристаллизации образуются кристаллы твердого раствора  (или ), а состав остающейся жидкой фазы изменяется по линии 1 - С. Состав твердой фазы изменяется по линии п - 2. При даль­нейшем понижении температуры никаких фазовых превращений в этом сплаве не происходит. Кристаллизация сплава II протекает в интервале температур от точки 1(начало кристаллизации) до точки 2 (конец кристаллизации). В этом температурном интервале образуются кристаллы твердого раствора . С понижением температуры состав кристаллов  изме­няется по линии тК, а состав жидкой фазы - по линии 1 - С. Рис. 20. Диаграмма состояния сплавов с ограниченной взаимной раствори­мостью компонентов в твердом состоянии: а - с эвтектикой; б - с перитектикой По достижении температуры, соответствующей горизонтали DCK (точка 2), происходит эвтектическая реакция - из жидкости состава точки С выделяются кристаллы твердых растворов:  - состава точки D и  - состава точки К. Эвтектическую реакцию можно записать так: ЖС  D + K. Согласно правилу фаз, с = k - f + 1 = 2 - 3 + 1 = 0, т. е. реакция эта нонвариантная. Диаграмма состояния с перитектикой. Другая разновидность диаграммы состояния с ограниченной растворимостью компонентов в твердом состоянии показана на рис. 20, б. Здесь также компоненты условно обозначены А и В, фазы Ж, , . Линия CDE - линия ликвидус, линия CFKE - солидус. Кристаллизация сплавов I и IV происходит аналогично ранее разобранным (система Сu - Ni). Кри­сталлизация сплава II начинается в точке 1. Из жидкости выпадают и растут кристаллы  -твердого раствора, состав которого изменяется по линии солидус от точки п до точки F. Состав жидкой фазы изме­няется по линии ликвидус от точки 1 до точки D. По достижении перитектической температуры (горизонталь FKD) кристаллы  (точка 2) реагируют с жидкостью и дают новую фазу - твердый раствор : ЖD + F  K, При этом с = 2 – 3 + 1 = 0, т. е. реакция идет при постоянной температуре. Таким образом, превращение осуществляется только для спла­вов, имеющих концентрацию компонентов, соответствующую пери­тектической точке К. В сплавах, расположенных левее точки К (сплав II), останутся в избытке кристаллы  -фазы и после кристал­лизации он будет иметь структуру ( + ). В сплавах, располо­женных правее точки К, (сплав III), по окончании перитектического превращения будет избыток жидкой фазы Ж, которая при понижении температуры от точки 2 до точки 3 будет кристаллизоваться в  -фазу. Кристаллизация сплава закончится в точке 3 образованием струк­туры, состоящей только из зерен твердого раствора . 2.3.4. Диаграмма состояния сплавов с образованием химических соединений При сплавлении компонентов, имеющих большое различие в раз­мерах атомов, кристаллическом строении и свойствах, возможно образование химических соединений. Химическое соединение вида АпВт может быть устойчивым и неустойчивым. Диаграмма с устойчивым химическим соединением. Если хими­ческое соединение при нагреве до температуры плавления не диссоциирует, оно является устойчивым. Такое химическое соединение в диаграммах состояния играет роль компонента. С элементами, образующими данную систему, устойчивое химическое соединение может взаимодействовать различным образом: образовывать как механические смеси (рис. 21, а), так и твердые растворы на базе химического соединения (рис. 21, б, в). Диаграмму состояния, приведенную на рис. 21, а, можно рас­сматривать как сложную, состоящую из двух: 1) компонент А - химическое соединение АпВт и 2) компонент В - химиче­ское соединение АпВт. В месте соединения двух диаграмм полу­чается точка перелома или острая вершина. Наличие такой вершины на линии ликвидус является характерным признаком, указывающим на образование устойчивого химического соединения при такой концентрации сплава. Образование химического соединения на диаграмме изображается вертикальной линией, проходящей через точку, соответствующую составу соединения (рис. 21, а). Рис. 21. Диаграммы состояния сплавов из компонентов, образующих устойчивые химические соединения Рис. 22. Диаграмма состояния сплавов из компонентов, образующих неус­тойчивое химическое соединение Диаграмма с неустойчивым химическим соединением. Неустойчи­вым химическим соединением называют такое соединение АпВт, которое при нагреве диссоциирует на составные элементы (рис. 22). На линии FKD при нагреве (или охлаждении) происходит превра­щение, напоминающее перитектическое: ЖD + A  AnBm. При охлаждении сплава I в точке 1 начнется кристаллизация, образуются кристаллы компонента А. При температуре, соответ­ствующей линии FKD (точка 2), жидкая фаза взаимодействует с кристаллами компонента А, при этом образуется химическое соеди­нение АпВт, но жидкость остается в избытке. При дальнейшем охлаждении (до точки 3) происходит кристаллизация соединения АпВт. В точке 3 (линия MCN) остаток жидкости кристаллизуется, образуя эвтектику: ЖC  AnBm + B. 2.3.5. Диаграмма состояния сплавов, испытывающих превращения в твердом состоянии Кроме первичных превращений, т. е. превращений, связанных с переходом из жидкого состояния в твердое, в сплавах часто наблю­даются вторичные превращения, происходящие в твердых сплавах при их нагреве или охлаждении. Примером таких превращений являются: изменение растворимости компонентов, аллотропические превращения, упорядочение твердых растворов. Эти превращения имеют важное значение на практике, так как обусловливают возможность термической обработки сплавов. Рис. 23. Диаграмма состояния сплавов с переменной растворимостью компо­нентов в твердом состоянии Переменная растворимость. Примеры диаграмм состояния, когда в сплавах изменяется растворимость компонентов с изменением температуры, приведены на рис. 23. Кристаллизация сплава I (рис. 23, а) до точки 3 происходит аналогично кристаллизации сплава I (см. рис. 20, а). При дальней­шем охлаждении (ниже точки 3) сплав попадает в двухфазную об­ласть. Поскольку сплав находится левее точки F, в его структуре не может быть эвтектики. Вторая фаза выделяется в результате уменьшения растворимости атомов компонента В в кристаллической решетке компонента А, т. е. в результате уменьшения концентрации атомов В и твердом растворе  при температуре tt (линия эвтекти­ческого превращения FCK) твердый раствор  имеет концентрацию атомов В – а1, при t2 - а2, при t3 - а3, причем а1 > а2 > а3. Таким образом, линия FM на диаграмме является линией пере­менной растворимости. Кристаллы В (или  на рис. 23, б), выделив­шиеся из твердого -раствора, называются вторичными кристаллами и обозначаются В2, 2, 2. Физические и химические свойства вторичных кристаллов те же, что и первичных, различие в размерах и форме. Если сплав охлаждается медленно и температура, при которой начнется выделение вторичной фазы, высокая, то диффузия проте­кает с достаточной скоростью, выделение вторичной фазы происходит в основном по границам зерна в виде сетки и частично внутри него. При низкой температуре превращения или ускоренном охлаждении вторичные фазы выделяются в основном внутри зерна в виде дисперс­ных включений. Если один из компонентов испытывает аллотропическое превраще­ние при изменении температуры, то это отразится на линиях и точ­ках диаграммы состояния. На рис. 24 приведены примеры диаграмм состояния для различных взаимодействий компонентов. На рис. 24, а показано, что один из компонентов, образующих только гетерогенную смесь, испытывает аллотропическое превращение. Согласно правилу фаз (фазы Аъ А2 и В), с = 2 - 3 + 1 = 0, т. е. превра­щение происходит при постоянной температуре. Если в системе с неограниченной растворимостью компонентов в твердом состоянии оба компонента испытывают аллотропическое превращение и изоморфны обе модификации, например Ti - Zr, то на диаграмме имеются две области неограниченной растворимости в твердом состоянии (рис. 24, б). В твердом растворе превращение протекает в интервале температур (две фазы  и , следовательно, с = 1). На рис. 24, в приведена диаграмма состояния для случая, когда компонент А испытывает аллотропическое превращение, а кристаллы компонента В будут изоморфны высокотемпературной модифика­ции А. Возможно и такое взаимодействие компонентов, когда низкотем­пературные модификации ограниченно растворимы, а высокотем­пературные - растворимы неограниченно друг в друге (рис. 24, г). В этом случае устанавливается нонвариантное равновесие (линия KN), так как, согласно правилу фаз, C  K + N, т. е. с = 0. Это превращение аналогично эвтектическому, но в нем не принимает участия жидкая фаза: превращение испытывает твердый раствор . По аналогии такие превращения называются эвтектоидными. В результате такого превращения образуется мелкодисперсная смесь K + N, называемая эвтектоидом. Термодинамически эвтектоидное превращение ничем не отличается от эвтектического. Рис. 24. Диаграммы состояния с превращениями в твердом состоянии На рис. 24, д приведен другой пример превращения, когда твер­дый раствор также полностью распадается. Такое превращение можно записать в следующем виде: Число степеней свободы с = 0, следовательно, это превращение будет совершаться при постоянной температуре. Также по аналогии такое превращение называется перитектоидным. Упорядочение твердых растворов. Как было отмечено ранее, в твердых растворах при охлаждении возможно изменение рас­положения атомов - происходит упорядочение. На каждый атом растворяющегося компонента приходится определенное число атомов растворителя. При нагреве вследствие процесса самодиффузии атомы хаотично перемещаются внутри кристалла и его упорядоченность нарушается. На диаграмме область упорядоченного твердого раствора отделяют пунктирной линией, упорядоченный и неупорядоченный твердый раствор отмечают одной и той же буквой (например,  и ,  и ). Неравновесная кристаллизация сплавов. Виды ликвации и способы и ее устранения Выше были рассмотрены процессы равновесной кристалли­зации, когда диффузионные процессы полностью успевали вы­равнивать составы фаз. В реальных условиях охлаждения с конечной скоростью при затвердевании сплава равновесия не получается. Диффузия идет медленно и выравнивание состава во всем объеме жидкой и твердой фаз не осуществляется. Особенно это относится к твердой фазе. В результате затвердевания получается химически неоднородный твердый раствор. Например, в системе Bi - Sb внутренняя часть каждого кристалла, затвердевшая в начале кристаллизации, обогащена сурьмой. Сначала выпадают кристаллы, обогащенные более тугоплавким компонентом, в данном случае сурьмой, а в их наружных слоях оказывается меньше сурьмы и больше вис­мута (по сравнению со средней концентрацией в сплаве). Такая химическая неоднородность в пределах каждого зерна (дендрита) называется внутризеренной или дендритной ликвацией. Рис. 25. Изменение состава a - фазы при кристаллизации в условиях ускоренного охлаждения (образование ликвации) Рассмотрим, как образуется дендритная ликвация. Примем для упрощения, что процессы диффузии выравнивают состав жидкой фазы, и что этот состав соответствует равновесию, полу­чающемуся на границе раздела твердый раствор - жидкость. Практически достичь однородности жидкой фазы при затверде­вании невозможно, также как и твердой, хотя степень неоднород­ности жидкой фазы меньше, чем твердой. Однако принятое упро­щение не мешает сделать правильные выводы. Рассмотрим сплав состава х (рис. 25), в котором при T1 начинается выделение кри­сталлов состава a1. При охлаждении до Т2 , жидкость изменит состав от L1 до L2. Вся твердая фаза должна была бы при Т2 иметь состав a2. Но в отсутствие равновесия этот состав будут иметь только верхние слои кристаллов (на границе раздела жидкость - твердый раствор). Остальные же части кристаллов, образовавшиеся выше температуры T2, не изменят своего состава, и средний состав всей твердой фазы будет соответствовать точке a¢2. Состав a¢2 лежит между составами a1 и a2. При понижении тем­пературы до Т3 средний состав твердой фазы еще больше откло­нится от равновесного и будет соответствовать точке a¢3, а не a3. И в данном случае состав a3 будет только на границе раздела с жидкой фазой. Состав a¢3 лежит между a1 и a3. При Т4 затверде­вание должно было бы закончиться, но в отсутствие равновесия этого не произойдет, так как в сплаве останется еще некоторое количество жидкости, равное где a¢4 - средний состав твердой фазы. Затвердевание закончится при T5, когда средний состав твердой фазы a¢5 совпадет со средним со­ставом сплава х. На поверхности кристаллов будет состав a5. Отсюда видно, что состав твердой фазы меняется от a1 до a5, т. е. она в некоторой своей части (a1 - a4) обеднена, а в другой части (a4 - a5) обогащена компонентом В. Видно также, что образо­вание ликвации сопровождается расширением интервала затвер­девания. Ликвационную неоднородность твердого раствора можно устранить отжигом затвердевшего сплава при высокой темпера­туре. При отжиге состав твердой фазы выравнивает диффузия, поскольку ниже температуры солидус равновесным является однофазное состояние. Однако следует быть осторожным в выборе температуры отжига. В рассмотренном примере (рис. 25) быстрый нагрев до Т5, может уже привести к началу плав­ления, так как участки состава a5 сохранились и могут распла­виться, хотя по диаграмме равновесия сплав х должен был бы плавиться при температуре выше Т5. Процесс устранения ликвационной неоднородности и соответ­ствующий отжиг в практике термической обработки называют гомогенизацией. В тех случаях, когда в сплаве имеются примеси, затрудняющие диффузию, гомогенизация, даже очень продолжи­тельная, не приводит к полному устранению дендритной ликвации. Кроме дендритной, может образоваться и зональная ликвация. Зональной ликвацией называется химическая неоднородность в объеме всего затвердевшего металла. Например, в сплавах Bi - Sb сначала выпадают кристаллы, богатые сурьмой, а жидкость при этом обогащается висмутом. Вследствие значи­тельного различия плотности этих компонентов, выпавшие кри­сталлы всплывают и верхняя зона слитка, если не приняты спе­циальные меры, например встряхивание или перемешивание, обо­гащена сурьмой, а нижняя - висмутом. Наряду с этим может образоваться зональная ликвация и другого рода. Первоначально выпавшие из жидкости кристаллы, обогащенные сурьмой, при­станут к стенкам изложницы и останутся в наружных слоях слитка, а внутри его затвердеет остаток жидкого сплава, обогащенный висмутом. Такого рода зональная ликвация наиболее распростра­нена в слитках, отливаемых в изложницы. Ее образование воз­можно и в тех случаях, когда выпадающие кристаллы и остаю­щаяся жидкость почти не различаются по плотности. Устранение зональной ликвации посредством отжига даже при очень чистых сплавах в практических условиях невозможно. Продолжительность отжига для осуществления диффузии на расстояниях, соиз­меримых с размерами слитка, измерялась бы астрономическими величинами. Явление ликвации может быть использовано в технике. Так, например, Ni - Сu - сплавы с ликвационной неоднородностью имеют не строго определенную точку Кюри, а температурный интервал, внутри которого намагниченность плавно уменьшается до нуля. Этим пользуются в приборостроении. Самым важным практическим применением ликвации является получение чистых металлов и полупроводников. Это может быть осуществлено: 1) направленной кристаллизацией; 2) зонной плавкой. 2.5. Связь между диаграммами состояния и возможностью термической обработки сплавов Термической обработкой называют совокупность операций нагрева и охлаждения сплавов по определенному режиму с целью получения требуемых структур и свойств сплавов. Наличие фазовых превращений в твердом состоянии широко используется для изменения структуры и свойств сплавов мето­дом термической обработки. Так, например, нагревом сплава I, рис. 23, б, выше точки 3, получаем состояние сплава, соответ­ствующее a - твердому раствору. При быстром охлаждении этого сплава можно затормозить выделение b2-кристаллов и зафик­сировать при нормальной температуре пересыщенный твердый раствор a, который, естественно, будет иметь свойства, отлич­ные от свойств сплава в равновесном состоянии. Нагревом сплава II (рис. 23, б) выше точки 3 до области b - фазы и последующим быстрым охлаждением от этих тем­ператур можно затормозить полностью или частично фазовые превращения, которые должны протекать в соответствии с диа­граммой состояния при охлаждении. Операция термической обработки (быстрое охлаждение от температур нагрева выше температуры фазовых превращений в твердом состоянии), в ре­зультате которой при низких температурах зафиксируется не­равновесное состояние сплава, называется закалкой. Нагрев закаленного сплава ниже температур фазовых пре­вращений содействует развитию диффузионных процессов и уменьшению степени неравновесности сплава. Такая операция термической обработки называется отпуском. Разновидно­стью отпуска является также старение, заключающееся в том, что в закаленных сплавах при нормальной температуре (естественное старение) или при повышенных температурах (ис­кусственное старение) протекают в известной степени процессы, приближающие сплав к более устойчивому состоянию. Процессы старения обычно сопровождаются повышением прочности и уменьшением пластичности и вязкости сплава. Ста­рение сплавов после закалки называют также дисперсионным старением. Таким образом, можно различить отпуск уп­рочняющий - старение и смягчающий (собственно - отпуск). Для получения сплава близкого к равновесному состоянию необходим нагрев его до температуры выше температуры фазо­вых превращений в твердом состоянии и очень медленное охлаж­дение, чтобы все фазовые превращения успели в максимальной степени совершиться. Такая термическая обработка называется фазовым отжигом. Вышеприведенные операции имеют место, если в сплаве происходят фазовые превращения в твердом состоянии. Таким образом, диаграммы состояния являются незамени­мым пособием, на основании которых устанавливается возмож­ность или невозможность осуществления того или иного вида термообработки, а также температурные режимы термообра­ботки. 2.6. Связь между свойствами сплавов и типом диаграммы состояния (физико-химический закон Курнакова) Рис. 26. Диаграммы состав - свойства сплавов при различном характере взаимодей­ствия компонентов Химический состав и структура определяют свойства металли­ческого сплава. Структура в свою очередь зависит от характера взаимодействия компонентов, входящих в состав сплава, что и отра­жают диаграммы состояния. Следовательно, между диаграммами состояния и полученными свойствами сплавов существует опреде­ленная зависимость. Эта зависимость впервые и наиболее полно была изучена Н. С. Курнаковым, который и представил ее в виде диаграмм состав-свойства. Некоторые типичные диаграммы со­став-свойства изображены на рис. 26 под соответствующими диаграммами состояния. Из свойств, приведенных в диаграммах, рас­смотрены твердость (кривые 1) и электропроводность (кривые 2). Если компоненты сплава образуют гетерогенные смеси, то свой­ства сплавов изменяются по закону прямой линии - аддитивно (рис. 26, а). В таком случае невозможно создать сплав, механические и электри­ческие свойства которого оказались бы выше свойств чистых ком­понентов. При образовании компонентами непрерывных твердых растворов свойства сплавов изменяются в соответствии с диаграммами, пред­ставленными на рис. 26, б. Небольшое введение второго компонента в чистый металл значительно повышает твердость сплава (кривая 1) и сильно снижает электропроводность (кривая 2). Поэтому для изго­товления проводников используют наиболее чистые металлы, а для создания сплавов высокого электросопротивления - металлы с полной взаимной растворимостью. Кроме того, их вводят в сплав примерно в равном количестве (например, медь и никель). При образовании компонентами ограниченных твердых растворов диаграмма состав-свойства получается составленной из двух ранее рассмотренных диаграмм (рис. 26, в). При образовании химических соединений свойства изменяются скачком (рис. 26, г). Диаграммы состав-свойства оказывают большую помощь при создании новых сплавов с заданными свойствами. 2.7. Основные положения при выборе сплавов для конкретного назначения Наиболее часто технические сплавы являются двух- или многофазными, состоящими из твердых растворов и вклю­чений других фаз, преимущественно в виде химических соедине­ний, которые тормозят движение дислокаций и повышают пре­дел текучести материала. Ниже приводятся основные положения, которыми следует руководствоваться при создании или выборе сплавов для того или иного назначения. 1. Наилучшими конструкционными материалами, от которых требуется высокая прочность при достаточной пластичности, являются твердые растворы с дисперсными включениями дру­гой фазы. Следует по возможности избегать двухфазных спла­вов, когда другая фаза выделяется вокруг зерен основной фазы сплава. Такие сплавы отличаются высокой хрупкостью. Очень высокой прочностью обладают сплавы, упрочненные нитевидными монокристаллами направленно растущих эвтектик (композиты). 2. Наилучшими материалами для высокоизносостойких инструментов являются сплавы, основу которых составляют высокотвердые химические соединения, сцементированные вязкой фазой твердого раствора. 3. В качестве подшипниковых материалов наиболее подходящими являются сплавы, состоящие из смеси разных фаз, когда основу сплава составляет мягкая фаза или структурная составляющая, в которую вкраплены более твердые кристаллы. 4. В качестве легкоплавких сплавов и припоев применяются эвтектические или близкие к ним сплавы. Рис. 27. Диаграмма состояния и технологические свойства сплавов При выборе сплавов необходимо учитывать и их технологи­ческие свойства. А. А. Бочваром установлены зависимости меж­ду строением и технологическими свойствами сплавов, рис. 27. Лучшими для изготовления деталей обработкой давлением являются чистые металлы или однофазные твердые растворы. Обработке резанием лучше поддаются многофазные сплавы. Лучшими литейными свойствами обладают эвтектические или близкие к ним по составу сплавы. 2.8. Диаграммы состояния тройных систем Как было показано, диаграммы состояния двойных сплавов строят на плоскости: по оси абсцисс откладывают концентрацию компонентов, по оси ординат - температуру. Для тройных сплавов более распространенным является пространственное изображение. Рис. 28. Концентрационный треугольник В качестве основания диаграммы применяют равносторонний треугольник, называемый концентрационным. Температуру отклады­вают по оси, перпендикулярной плоскости концентрационного тре­угольника. Вершина треугольника отвечает концентрациям, соответ­ствующим чистым компонентам А, В и С изучаемой системы (рис. 28). На сторонах треугольника откла­дывают концентрации соответствую­щих двух компонентов: А - В, В - С, С - А. Каждая точка внутри тре­угольника отвечает составу какого-либо определенного тройного спла­ва. Состав сплавов определяется, исходя из известной теоремы: в равностороннем треугольнике сумма трех перпендикуляров, опущен­ных из любой точки К, лежащей внутри треугольника, на его стороны равна высоте треугольника. Высоту треугольника принимают за 100 %, тогда перпендикуляры Ка, Кс и Kb будут характеризовать концентрации отдельных ком­понентов тройного сплава (рис. 28). Количество каждого компо­нента определяют величиной перпендикуляра, опущенного на про­тиволежащую сторону, т. е. количество компонента С определится величиной перпендикуляра Кс, компонента А - Ка, компонента В - Kb. Чаще состав сплавов определяют не по величине перпендикуляров, а по величине отрезков, отсекаемых на сторонах треугольника линиями, параллельными сторонам треугольника (линии dh, ke, qf), т. е. по отрезкам Ad, Be, и Cf. Отрезок Ad соответствует кон­центрации компонента В, отрезок Be - компонента С, а отрезок Cf - компонента А. Концентрацию определяют в направлении движения часовой стрелки (на рис. 28 указано стрелками), но можно опреде­лять и в противоположном направлении. Рис. 29. Диаграммы состояния сплавов трех компонентов с пол­ной растворимостью в жидком и ограниченной растворимостью в твердом состоянии: а - с эвтектическим равновесием; б - с перитектическим рав­новесием Взаимодействие компонентов в тройных сплавах аналогично двойным: возможно образование гетерогенных смесей, твердых растворов и химических соединений; возможны эвтектические и перитектические реакции, полиморфные превращения и т. п. Отличие состоит в том, что в двойных системах превращения обозначаются линиями и точками, а в тройных - плоскостями и линиями. Напри­мер, не линия ликвидус, а поверхность ликвидус (или поверхность солидус), не линия эвтектики, а эвтектическая поверхность. Состав двойной эвтектики определяется не точкой, а линией. И только тройная эвтектика проектируется на плоскости треугольника точкой. Все сказанное можно проследить, изучив две типовые диаграммы состояния сплавов трех компонентов (рис. 29). Контрольные вопросы к главе 2 1. Что такое компонент, фаза, физико-химическая система, число сте­пеней свободы? 2. Охарактеризуйте основные виды фаз в металлических сплавах. 3. Что представ­ляют собой твердые растворы замещения и внедрения? 4. Как строятся диаграммы состояния? 5. Каков принцип построения кривых нагре­вания и охлаждения с помощью правила фаз. 6. Каким образом определяют­ся состав фаз и их количественное соотношение? 7. Диаграмма состояния для случая неограниченной растворимости компонентов в жидком и твердом состояниях. 8. Диаграмма состояния эвтектического типа. 9. Диаграммы состояния для сплавов, когда компоненты образуют химические соединения. 10. Диаграммы состояния для сплавов, испытывающих полиморфные превращения. 11. В чем различие меж­ду эвтектоидным и эвтектическим превращениями? 12. Виды ликвации и способы ее устранения. 13. Физико-химический закон Курнакова. 14. Связь между типом диаграммы состояния и возможностью термической обработки сплавов. 15. Основные положения при выборе сплавов для конкретного назначения. Глава 3 ПЛАСТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ, РАЗРУШЕНИЕ, РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА МЕТАЛЛОВ 3.1. Напряжения и деформация Деформацией называется изменение размеров и формы тела под воздействием приложенных сил. Деформация вызывается действием внешних сил, приложенных к телу, или различными физико-механическими процессами, происходящими в самом теле (например, изменением объема отдельных кристаллов при фазовых превращениях или вследствие температурного градиента). При этом напряжения в случае одноосного растяжения  = P/F. Сила Р, приложенная к некоторой площадке F, обычно не перпендикулярна к ней, а направлена под некоторым углом, по­этому в теле возникают нормальные и касательные напряжения (рис. 28, а). Напряжения могут быть: истинными - когда силу относят к сечению, существующему в данный момент деформации; условными - когда силу относят к исходной площади сечения. Истинные касательные напряжения обозначают t и нормальные S, а условные соответственно  и . Нормальные напряжения подразделяют на растягивающие (положительные) и сжимающие (отрицательные). Рис. 28. Образование нормальных  и касательных  напряжений в случае приложения силы Р к площадке F (а) и эпюры растягивающих напряжений при различных концентраторах напряжений (б): н - номинальное (среднее) напря­жение (показано штриховой линией); к - максимальные напряжения Наличие в испытуемом образце (изделии) механических надре­зов, трещин, внутренних дефектов металла (металлургического, технологического или эксплуатационного происхождения), сквоз­ных отверстий, резких переходов от толстого к тонкому сечению приводит к неравномерному распределению напряжений, создавая у основания надреза пиковую концентрацию нормальных напря­жений (рис. 28, б). В связи с этим такие источники концентрации напряжений называют концентраторами напряжений. Пик на­пряжений к тем больше, чем меньше радиус концентратора напряжения и чем больше глубина надреза с: (14) где н - номинальное (среднее) напряжение. Так как напряжения вызываются разными причинами, то различают временные напряжения, обусловленные действием внеш­ней нагрузки и исчезающие после ее снятия, и внутренние остаточ­ные напряжения, возникающие и уравновешивающиеся в пределах тела без действия внешней нагрузки. Внутренние остаточные напряжения возникают в процессе быстрого нагрева или охлаждения металла вследствие неоднород­ного расширения (сжатия) поверхностных и внутренних слоев. Эти напряжения называют тепловыми, или термическими. Кроме того, напряжения появляются в процессе кристаллизации, при неоднородной деформации, при термической обработке вследствие неоднородного протекания фазовых превращений по объему. Их называют фазовыми, или структурными. 3.2. Упругая и пластическая деформация 3.2.1. Упругая деформация Упругой деформацией называют деформацию, влияние которой на форму, структуру и свойства тела устраняется после прекращения действия внешних сил. Упругая деформация не вызывает заметных остаточных изменений в структуре и свойствах металла; под действием приложенной нагрузки происходит только незначительное относительное и обратимое смещение атомов. При растяжении монокристалла возрастают расстояния между атомами, а при сжатии атомы сбли­жаются. При таком смещении атомов из положения равновесия нарушается баланс сил притяжения и электростатического оттал­кивания, поэтому после снятия нагрузки смещенные атомы вслед­ствие действия сил притяжения или отталкивания возвращаются в исходное равновесное состояние и кристаллы приобретают свою первоначальную форму и размеры. 3.2.2. Пластическая деформация При возрастании касательных на­пряжений выше определенной величины деформация становится необратимой. При снятии нагрузки устраняется лишь упругая составляющая деформации. Часть же деформации, которую назы­вают пластической, остается. При пластической деформации не­обратимо изменяется структура металла, а, следовательно, и его свойства. Рис.29. Схемы упругой и пластической деформации металла под действием напряжения сдвига : а - первоначальный кристалл; б - упругая деформация; в - увеличение упругой и появление пластической деформации, вызванной скольжением при нагружении, больше предела упругости; г - напряжение, обусловливающее появление сдвига (после сдвига сохранилась остаточная деформация); д - образование двойника Пластическая деформация осуществляется скольжением и двойникованием. Схема упругой и пластической деформации металла с кубичес­кой структурой, подвергнутого действию касательных напряжений, показана на рис. 29. Скольжение в кристаллической решетке протекает по плоско­стям и направлениям с наиболее плотной упаковкой атомов, где сопротивление сдвигу наименьшее. Это объясняется тем, что расстояние между соседними атом­ными плоскостями наибольшее, т. е. связь между ними наимень­шая. Плоскости скольжения и направления скольжения, лежащие в этих плоскостях, образуют систему скольжения. В металлах могут действовать одна или одновременно несколько систем сколь­жения. В металлах с ГЦК решеткой -  -Fe, Сu, Аl и других - сколь­жение протекает по плоскостям октаэдра (111) и в направлении диагонали грани куба [110]; а в металлах с ОЦК решеткой -  -Fe, Mo, V и других - скольжение наиболее легко осуществляется по плоскостям (110), (112) и (123) в направлении пространственной диагонали куба [111] (см. рис. 3); в металлах с ГПУ решеткой - Mg, Zn, Be и др. - скольжение идет по базисной плоскости. Металлы с кубической кристаллической решеткой (ГЦК и ОЦК) обладают высокой пластичностью, так как скольжение в них про­исходит во многих направлениях. Металлы с ГПУ структурой менее пластичны и поэтому труднее, чем металлы с кубической структурой, поддаются прокатке, штамповке и другим видам де­формации. Процесс скольжения не следует представлять как одновремен­ное передвижение одной части кристалла относительно другой. Рис. 30. Движение краевой дислокации, приводящее к образованию ступеньки единичного сдвига на поверхности кристалла: а - схема расположения дислокаций; б - г - этапы передвижения дислокации и выхода ее на поверхность;  - напряжение сдвига; М - М - плоскость сдвига Такой жесткий или синхронный сдвиг потребовал бы напряже­ний, в сотни или даже тысячи раз превышающих те, при которых в действительности протекает процесс деформации. Скольжение осуществляется в результате перемещения в кристалле дислокаций (рис. 30). При действии вдоль плоскости скольжения касательных напряжений в направлении, указанном стрелкой, атомы вблизи ядра дислокации перемещаются справа налево на расстояния (1  2; 3  4; 5  6; 7  8; 9  10; 11  12; 13  14; 15  16; 17  18), значительно меньшие межатомных. Атомы смещаются не только в плоскости чертежа, но и во всех атомных слоях, параллельных этой плоскости. Дисло­кации могут переходить с одной плоскости скольжения на другую. Этот переход (переползание, восхождение) осуществляется добав­лением или удалением слоя атомов путем диффузии. Перемещение дислокации в плоскости скольжения М - М через весь кристалл приводит к смещению (сдвигу) соответствующей части кристалла на одно межплоскостное расстояние (рис. 30, б - г), при этом справа на поверхности кристалла образуется ступенька. Следует иметь в виду, что перемещение дислокаций, образовав­шихся в процессе кристаллизации, ограничено. Большие деформа­ции возможны только вследствие того, что движение этих дислока­ций вызывает появление или размножение большого количества новых дислокаций в процессе пластической деформации. Возможность образования дислокаций в процессе деформации была показана в 1950 г. одновременно двумя учеными - Франком и Ридом, но предсказал ее еще в 1940 г. Я. М. Френкель. Механизм образования дислокации, по Франку и Риду, заклю­чается в том, что закрепленная в точках А и А1 дислокация может под действием касательных напряжений испытывать перемещения, показанные на рис. 31. Линия дислокации, разрастаясь, превра­щается в дислокационное кольцо. В то же время обе концевые части спиралей, сливаясь, дают дислокацию А - А1в исходном состоянии. Далее под действием напряжений процесс начинается снова, дислокация как бы возвращается в начальное положение и т. д. Рис. 31. Схема последовательных I – V стадий действия источника Франка – Рида Если напряжение  продолжает действовать, то из одного источника могут образоваться сотни дислокаций и прекратиться действие источника может лишь в том случае, когда на пути разви­вающейся петли дислокаций встретится препятствие - новые системы дислокаций, частицы избыточных фаз, границы зерна и т. д. На начальной стадии пластическая деформация монокристалла осуществляется движением дислокаций по одной системе плоско­стей - стадия легкого скольжения (рис. 32). Рис. 32. Кривые деформационного упрочнения моно- и поликристаллического металла с ГЦК решеткой: 1 – монокристалл; 2 – поликристалл Дислокации на этой стадии перемещаются сравнительно беспрепятственно на большие расстояния, обеспечивая прогрессивную деформацию без значи­тельного роста действующих напряжений (стадия I деформацион­ного упрочнения). После этого начинается стадия множественного скольжения - движение дислокаций в двух и более системах. На этой стадии после значительной деформации дислокационная структура металла сильно усложняется и плотность дислокаций («лес» дислокаций) возрастает по сравнению с исходным состоянием на четыре - шесть порядков, достигая 1011 - 1013 см-2. Вследст­вие упругого взаимодействия между дислокациями сопротивление их движению сильно возрастает (рис. 32) и для их продвижения внешнее напряжение должно резко возрасти (стадия II деформа­ционного упрочнения). Под влиянием все возрастающего напряже­ния развивается поперечное скольжение винтовых дислокаций, т. е. скольжение с переходом из одной разрешенной плоскости скольжения в другую. Это приводит к частичной релаксации напряжений, аннигиляции отдельных дислокаций разного знака и группировке дислокаций в объемные ячейки, внутри которых плотность дислокаций меньше, чем в стенках ячеек. Наступает III стадия деформации, когда происходит так называемый динамический возврат, который приводит к уменьшению деформационного упрочнения (рис. 32). Дислокации, движущиеся в деформированном металле, поро­ждают большое число дислоцированных атомов и вакансий. 3.2.3. Двойникование Пластическая деформация некоторых метал­лов, имеющих плотноупакованные решетки К12 и Г12, кроме скольжения может осуществляться двойникованием, которое сво­дится к переориентации части кристалла в положение, симметрич­ное по отношению к первой части относительно плоскости, назы­ваемой плоскостью двойникования (см. рис. 49, д). Двойникование подобно скольжению сопровождается прохождением дислокаций сквозь кристалл. По сравнению со скольжением двойникование имеет меньшее значение. В металлах с ГЦК и ОЦК решеткой двой­никование наблюдается только при больших степенях деформиро­вания и низких температурах. 3.2.4. Пластическая деформация поликристаллов Пластическая деформация поликристаллического металла протекает аналогично реформации монокристалла путем сдвига (скольжения) или двой­никования. Формоизменение металла при обработке давлением происходит в результате пластической деформации каждого зерна. Плоскости и направления скольжения в каждом зерне различные. При увеличении внешней силы скольжение первоначально начи­нается в наиболее благоприятно ориентированных зернах, где достигнуто критическое касательное напряжение. Движение дис­локаций, начавшееся в одном зерне, не может переходить в сосед­нее зерно, так как в нем системы скольжения ориентированы по-иному. Достигнув зерна, дислокации останавливаются. Однако напря­жения от скопления дислокации у границы зерна могут упруго распространяться через границу и привести в действие источники Франка - Рида в соседнем зерне. В этом случае имеет место «эстафетная» передача деформации от одного зерна к другому. Границы зерна тормозят движение дислокаций. Поэтому в поли­кристаллическом металле стадия I практически отсутствует, а во II стадии деформационного упрочнения - коэффициент упрочне­ния выше (рис. 32). Рис. 33. Изменение формы зерна металла в результате скольжения (штриховой линией показана граница деформированного зерна, кажущаяся ровной бла­годаря ничтожно малым размерам пачек скольжения): а - схема микроструктуры металла до деформации; б - схема микрострук­туры металла после деформации Первоначально под микроскопом на предварительно полирован­ных и деформированных образцах можно наблюдать следы сколь­жения в виде прямых линий, которые одинаково ориентированы в пределах отдельных зерен. При большой деформации в результате процессов скольжения зерна меняют свою форму. До деформации зерно имело округлую форму (рис. 33, а), после деформации в результате смещения по плоскостям скольжения зерна вытягиваются в направлении дей­ствующих сил Р, образуя волокнистую или слоистую структуру (рис. 33, б). Одновременно с изменением формы зерна внутри него происходит формирование субзерен и увеличение угла разориентировки между ними. 3.2.5. Текстура деформации При большой степени деформации воз­никает преимущественная ориентация кристаллографических пло­скостей и направлений в зернах. Закономерная ориентация зерен относительно внешних деформационных сил получила название текстуры (текстура деформации). Чем больше степень деформации, тем большая часть кристал­лических зерен получает преимущественную ориентацию (тексту­ру). Характер текстуры зависит от природы металла и вида дефор­мации (прокатка, волочение и т. д.). Кристаллографическую текстуру не следует отождествлять с волокнистой структурой, волокнистость иногда может и не сопровождаться текстурой. Образование текстуры способствует появлению анизотропии меха­нических и физических свойств. 3.3. Деформационное упрочнение поликристаллического металла (наклеп) С увеличением степени холодной (ниже (0,15…0,2) Тпл) деформации свойства, характеризующие сопротивление деформации (в, 0,2, HV и др.) повышаются, а спо­собность к пластической деформа­ции (пластичность ) уменьшается (рис. 34). Это явление получило название наклепа. Упрочнение металла в процессе пластической деформации (наклеп) объясняется увеличением числа дефектов кристаллического строе­ния (дислокаций, вакансий, межузельных атомов). Повышение плотности дефектов кристалличе­ского строения затрудняет движе­ние отдельных новых дислокаций, а, следовательно, повышает сопро­тивление деформации и уменьшает пластичность. Наибольшее значе­ние имеет увеличение плотности дислокаций, так как возникающее при этом между ними взаимо­действие тормозит дальнейшее их перемещение. Металлы с ГЦК решеткой упрочняются сильнее, чем металлы с ОЦК решеткой. В результате холодной деформации уменьшаются плотность, сопротивление коррозии и повышается электросопро­тивление. Холодная деформация ферромагнитных металлов (на­пример, железа) повышает коэрцитивную силу и уменьшает маг­нитную проницаемость. Рис. 34. Влияние степени пласти­ческой деформации f на прочность (в, 0,2, HV) и пластичность () бронзы 3.4. Сверхпластичность Под сверхпластичностью понимают способность металла к значительной пластической деформации ( = 102…103 %) в опре­деленных условиях при одновременно малом сопротивлении дефор­мированию (100 … 101 МПа). Существуют следующие разновид­ности сверхпластичности: 1. структурная, которая проявляется при температурах > 0,5 Тпл в металлах и сплавах с величиной зерна от 0,5 до 10 мкм и небольших скоростях деформации (10-5 … 10-1 с-1). 2. субкритическая (сверхпластичность превращения), наблю­дающаяся вблизи начала фазовых превращений, например, поли­морфных. Наиболее перспективен процесс структурной сверхпластич­ности. Сверхпластичность не является свойством каких-то особых сплавов и при соответствующей подготовке структуры и в опреде­ленных условиях деформации проявляется у большого числа сплавов, обрабатываемых давлением. Известно много сплавов на основе магния, алюминия, меди, титана и железа, деформирование которых возможно в режимах сверхпластичности. Сверхпластичность может иметь место лишь при условии, когда в процессе деформации (растяжения образца) не образуется локальной деформации. При локализации деформации в образце возникает местное утонение шейки и он сравнительно быстро разрушается. Высокое сопротивление образованию шейки при растяжении образца в условиях сверхпластичности связано с большой чув­ствительностью напряжения течения  к изменению скорости деформации : , (15) где k - коэффициент, зависящий от струк­туры и условий испытания; т - показатель скоростной чувстви­тельности напряжения течения. Для идеально вязких (ньютоновских) твердых тел m = 1 и удлинение не должно сопровождаться образованием шейки. В случае обычной пластической деформации m < 0,2, а в условиях сверхпластической деформации m > 0,3 (обычно 0,4…0,7). Когда при сверхпластической деформации начинается образо­вание шейки, в этом участке образца возрастает е и из-за высокого значения т увеличивается сопротивление течению а, благодаря чему образование шейки прекращается. Этот процесс непрерывно повторяется, приводя к образованию так называемой бегущей шейки (размытых шеек), когда она перемещается по длине образца, не давая локализованного сжатия. При такой квазиравномерной деформации достигаются очень большие удлинения при растяже­нии образца. Структурная сверхпластическая деформация протекает глав­ным образом благодаря зернограничному скольжению, хотя в опре­деленной степени существует и внутризеренное дислокационное скольжение. Проблема создания промышленного структурного сверхпла­стичного материала - это прежде всего получение ультрамелкого равноосного зерна и сохранение его при сверхпластической дефор­мации. Стабилизация размеров зерна достигается: 1. применением двухфазных сплавов с объемным соотношением фаз 1:1; в этом случае имеет место максимальное развитие межфазовой поверх­ности, что обеспечивает взаимное торможение роста зерен фаз; 2. использованием дисперсных выделений, являющихся барьером для перемещения границ зерен. В настоящее время для обработки в состоянии сверхпластичности чаще используют цинкоалюминиевый сплав ЦА22 (22 % Аl), титановые  + -сплавы, двухфазные +-сплавы меди и цинка (латунь), алюминиевый сплав, состоя­щий из -раствора и дисперсных частиц Al3Zr, и некоторые другие. Явление сверхпластичности в промышленности используют при объемной изотермической штамповке и при пневмоформовке. Сверхпластичность позволяет в процессе штамповки за одну операцию получить детали сложной формы, повысить коэффициент использования металла, уменьшить трудоемкость и стоимость изготовления изделий. Недостатком является необходимость на­грева штампов до температуры обработки и малая скорость дефор­маций. 3.5. Разрушение Под разрушением понимают процесс зарождения и раз­вития в металле трещин, приводящий к разделению его на части. Разрушение происходит в результате или развития нескольких трещин, или слияния рядом расположенных трещин в одну маги­стральную трещину, по которой происходит полное разрушение. Разрушение может быть хрупким (в металлах - квазихрупким) и (или) вязким. Механизм зарождения трещин одинаков как при хрупком, так и при вязком разрушении. Возникновение микро­трещин чаще происходит благодаря скоплению движущихся дисло­каций (пластической деформации) перед препятствием (границами зерен, межфазными границами, перед всевозможными включения­ми и т. д.). Рис 35. Схема образования трещины: 1 – трещина; 2 – граница зерна В месте скопления дислокации они могут прийти в столь тесное соприкосновение, что их экстраплоскости сливаются, а под ними образуется зародышевая трещина (рис. 35). Трещина образуется в пло­скости, перпендикулярной к плоскости скольжения, когда плотность дислокаций достигает  = 1012 … 1013 см-2, а касательные напряжения у вершины их скопления   0,7G. При хрупком разрушении возникшая трещина становится нестабильной и растет самопроизвольно, если ее длина (при заданном напряжении) превышает некоторое критическое значение, а вершина трещины сохраняет остроту, соизмеримую (по радиусу у вершины) с атомными размерами. В этом случае напряжения на краю трещин оказываются достаточными для нарушения межатомной связи. При разрушении распространяющаяся трещина будет окаймлена узкой зоной пластической деформации, на создание которой затрачивается дополнительная энергия. Вязкое и хрупкое разрушения различаются между собой по величине пластической зоны у вершины трещины. При хрупком разрушении величина пластической зоны в устье трещины мала. При вязком разруше­нии величина пластической зоны, идущей впереди распространяю­щейся трещины, велика, а сама трещина затупляется у своей вер­шины. Вязкое разрушение обусловлено малой скоростью распростра­нения трещины. Скорость распространения хрупкой трещины весьма велика. Для стали скорость роста трещины достигает 2500 м/с. Поэтому нередко хрупкое разрушение называют «вне­запным», или «катастрофическим», разрушением. Вязкое и хрупкое разрушения можно связать с энергоемкостью процесса разрушения при том или ином виде испытания. Вязкому разрушению соответствуют обычно высокие значения поглощенной энергии, т. е. большая работа распространения трещины. Энергоемкость хрупкого разрушения мала и соответственно работа рас­пространения трещины также мала. С точки зрения микроструктуры существуют два вида разру­шения - транскристаллитное и интеркристаллитное. При транскристаллитном разрушении трещина распространяется по телу зерна, а при интеркристаллитном она проходит по границам зерен. При распространении трещины по телу зерна может происхо­дить как вязкое, так и хрупкое разрушение. Межзеренное разру­шение всегда является хрупким. Надо отметить, что межзеренное разрушение присутствует всегда, но больше проявляется при хрупком разрушении. По внешнему виду излома различают: 1. хрупкий (светлый), поверхность разрушения, которого харак­теризуется наличием блестящих плоских участков; такой излом свойствен хрупкому разрушению; 2. вязкий (матовый) излом, поверхность разрушения которого содержит весьма мелкие уступы - волокна, образующиеся при пластической де­формации зерен в процессе разрушения; этот излом свидетель­ствует о вязком разрушении; 3. смешанный. Межзеренное разрушение облегчается при выделении по границам зерен частиц хрупкой фазы. Одни и те же (по составу) сплавы в за­висимости от предшествующей обработки и метода испытания могут быть и вязки­ми и хрупкими. Многие металлы (Fe, Mo, W, Zn и др.), имеющие ОЦК и ГПУ кристаллические решетки, в зависимости от температуры могут разрушаться как вязко, так и хрупко. Понижение температуры обуслов­ливает переход от вязкого к хрупкому разрушению. Это явление получило назва­ние хладноломкости. Рис. 36. Схемы хрупкого (I) и вязкого (II) разру­шений металла в зависимо­сти от температуры Явление хладнолом­кости можно объяснить схемой А. Ф. Иоффе (рис. 36). Понижение температуры практически не изменяет сопро­тивления отрыву (разрушающего напряжения), но повышает сопро­тивление пластической деформации Т (предел текучести). Поэтому металлы, вязкие при сравнительно высоких температурах, могут при низких температурах разрушаться хрупко. В указанных усло­виях сопротивление отрыву достигается при напряжениях, мень­ших, чем предел текучести. Точка пересечения кривых Т и Sотp, соответствующая температуре перехода металла от вязкого разру­шения к хрупкому, получила название критической температуры хрупкости, или порога хладноломкости (tпх)- Чем выше скорость деформации, тем больше склонность металла к хрупкому разру­шению. Все концентраторы напряжений способствуют хрупкому разрушению. С увеличением остроты и глубины надреза склон­ность к хрупкому разрушению возрастает. Чем больше размеры изделия, тем больше вероятность хрупкого разрушения (масштаб­ный фактор). 3.6. Влияние нагрева на структуру и свойства деформированного металла Большая часть работы (около 95 %), затраченной на деформацию металла, превращается в теплоту. Остальная часть энергии аккумулируется в металле в виде повышенной энергии ионов, смещенных из положений равновесия. Это проявляется в усилении дефектности кристаллического строения наклепанного металла – увеличении площади поверхностей раздела, плотности дислокаций, концентрации точечных дефектов, а также росте остаточных напряжений. Таким образом, наклепанный металл является термодинамически неустойчивым. Физические и механические свойства сильнодеформированных кристаллов резко отличаются от свойств отожженных материалов. Отжигом называется термическая обработка, предназначенная для уменьшения искажений структуры, обусловленных деформацией, а следовательно, к приведению металла в более равновесное состояние. При отжиге происходит два основных процесса называемых возвратом и рекристаллизацией. 3.6.1. Возврат Под возвратом понимают как структурные изменения, так и обусловленные ими изменения свойств. Структурные изменения, происходящие при возврате, не сопровождаются появлением новых зерен вместо деформированных. Основные изменения структуры, происходящие при возврате, связаны со значительным снижением плотности дислокаций и их перегруппировкой. Процесс перегруппировки дислокаций играет важную роль в формировании структуры деформированного кристалла. Рис. 37. Схема полигонизации: а - наклепанный металл; б - полигонизованный металл При возврате первоначально беспорядочно ориентированные в деформированном кристалле дислокации переползают в новые положения и выстраиваются в стенки, перпендикулярные первоначальным плоскостям скольжения, образуя субзерна, очень незначительно разориентированные между собой. Зерно, в результате образования дислокационных стенок, дробится на отдельные блоки. Такой процесс получил название полигонизации и схематически его можно представить так, как изображено на рис. 37. Поскольку процесс переползания дислокаций является термически активируемым процессом, то он может протекать с заметной скоростью лишь при повышенных температурах. Атомы растворенных примесей могут снижать скорость протекания полигонизации, поскольку они затрудняют переползание дислокаций, закрепляя их. В результате упорядоченного перераспределения дислокаций и дробления блоков исходного упругого напряженного кристалла на более мелкие блоки, происходит снижение напряжений II рода. Процесс полигонизации проявляется не при всех степенях деформации (чаще проявляется при небольших деформациях) и не одинаково у всех металлов. Считают, что при возврате происходит восстановление механических, а иногда и физических свойств материала до величин, соответствующих недеформированному состоянию, но это утверждение неоднозначно. Температура, при которой возврат происходит с заметной скоростью, называется температурой возврата. Практически возврат протекает при любой температуре и, строго говоря, температура начала возврата не может быть точно определена, тем более что скорость возврата зависит от многих факторов, например чистоты металла. У некоторых металлов возврат наблюдается при температурах ниже комнатной (например, у чистого алюминия), но чаще всего происходит в интервале температур от 100 до 400 0С. Сформировавшаяся в процессе возврата блочная (полигональная) структура устойчива до высоких температур. Причина этого заключается в том, что в процессе деформации большая часть затрачиваемой энергии превращается в тепло и лишь небольшая часть (около 5 %) остается запасенной в металле. Запасенная энергия существует в кристалле в виде упругой энергии полей напряжения дислокаций и точечных дефектов, концентрация которых в деформированном металле на порядки больше, чем в отожженном. В процессе возврата происходит снижение концентрации дислокаций и точечных дефектов, а также их упорядочение в полигональные стенки, приводящее к снижению запасенной энергии. При этом общая энергия кристалла снижается и дальнейшей перестройки структуры не происходит. 3.6.2. Рекристаллизация Рекристаллизацией называется процесс зарождения новых зерен в объеме деформированного материала и их последующий рост. Процесс формирования новых зерен за счет окружающих деформированных участков, называется первичной рекристаллизацией. После этого начинается стадия «поедания» одних рекристаллизованных зерен другими и рост зерна. Этот процесс называется вторичной или собирательной рекристаллизацией (иногда его называют процессом огрубления зерна). Для того чтобы началась рекристаллизация, необходима некоторая минимальная степень деформации. Эта наименьшая степень деформации называется критической. Для различных металлов величина критической степени деформации различна, но, как правило, она колеблется в пределах 2…10 %. После такой деформации получаются наиболее крупные зерна и эту закономерность используют для получения крупных монокристаллических зерен методом рекристаллизации. Температура начала рекристаллизации, тем меньше, чем выше степень деформации (и наоборот, тем выше, чем меньше степень деформации). Снижения температуры начала рекристаллизации можно добиться путем увеличения продолжительности отжига. За температуру начала рекристаллизации принимают температуру, при которой число зерен на поверхности материала увеличивается на 1 % за 1 мин. Приведенная величина скорости процесса соответствует экспериментальной возможности фиксировать его начало. Как установлено исследованиями А.А. Бочвара, для сильно деформированных металлов, температуры начала рекристаллизации различных металлов связаны простым соотношением с температурами их плавления: Трекр = КТпл, (16) где Тпл – выражается в градусах шкалы Кельвина. Коэффициент пропорциональности К зависит от состава сплавов: для очень чистых металлов он равен 0,2, для технически чистых металлов 0,4, для твердых растворов 0,5…0,6. Приведем температуры начала рекристаллизации некоторых чистых металлов: Металл Cd Sn Al Mg Cu Ag Fe Mo Ta W Tрекр 10 30 150 150 200 200 400 900 1000 1200 Началу процесса рекристаллизации предшествует инкубационный период, поскольку рекристаллизация, как и обычная кристаллизация, связана с зарождением и с ростом кристаллов. Ее скорость сначала увеличивается, достигает максимума и перед окончанием процесса вновь снижается. Размер зерна, образующегося в процессе рекристаллизации, зависит от большого числа факторов и, прежде всего от скорости их роста. Рекристаллизуемые зерна начинают свой рост из наиболее искаженных участков образца, т.е. в местах скопления дислокаций, на стыках зерен, около включений второй фазы, примесей и т.п. Если исходный размер зерен очень мал, то для начала рекристаллизации требуется малая степень деформации; если исходное зерно крупное, то для начала рекристаллизации требуются и значительные деформации. Частично эти явления связаны с тем, что на границах зерен скапливаются примеси, нерастворимые в матрице при температуре рекристаллизации. Диффузия примесей затруднена, и это ограничивает развитие процесса рекристаллизации. Рекристаллизация начинается только после достижения определенной концентрации дефектов, превышающей равновесную. Поэтому, если деформация происходит при повышенных температурах, то процессы релаксации ускоряются, и концентрация дефектов уменьшается. Рис. 38. Зависимость величины зерна при рекристаллизации от степени де­формации e (а) диаграмма рекристаллизации (б) для величины зерна 1000 мкм2 Критическая степень деформации, соответствующая началу рекристаллизации, должна быть в этом случае больше. Зависимость величины зерна при рекристаллизации от степени деформации представлена на рис. 38, а. После окончания первичной рекристаллизации, когда деформационное искажение матрицы уже снято (участков деформированной матрицы остается), начинается вторичная или собирательная рекристаллизация, в процессе которой происходит значительное укрупнение зерен. Движущей силой собирательной рекристаллизации по-прежнему является уменьшение свободной энергии образца, но теперь оно связано преимущественно с уменьшением энергии границ зерен. 3.7. Механические свойства металлов. Общая характеристика Под механическими свойствами понимают характери­стики, определяющие поведение металла (или другого материала) под действием приложенных внешних механических сил. К меха­ническим свойствам обычно относят сопротивление металла (спла­ва) деформации (прочность) и сопротивление разрушению (пла­стичность, вязкость, а также способность металла не разрушаться при наличии трещин). При оценке механических свойств металлических материалов различают несколько групп их критериев. 1. Критерии, определяемые независимо от конструктивных особенностей и характера службы изделий. Эти критерии нахо­дятся путем стандартных испытаний гладких образцов на рас­тяжение, сжатие, изгиб, твердость (статические испытания) или на ударный изгиб образцов с надрезом (динамические испытания). Прочностные и пластические свойства, определяемые при ста­тических испытаниях на гладких образцах, хотя и имеют важное значение), и входят в расчетные формулы) во многих случаях не характеризуют прочность этих материалов в реальных условиях эксплуатации деталей машин и сооружений. Они могут быть использованы только для ограниченного числа простых по форме изделий, работающих в условиях статической нагрузки при температурах, близких к нормальной. 2. Критерии оценки конструкционной прочности материала, которые находятся в наибольшей корреляции со служебными свойствами данного изделия и характеризуют работоспособность материала в условиях эксплуатации. Критерии конструкционной прочности металлических материа­лов можно разделить на две группы: а) критерии, определяющие надежность металлических ма­териалов против внезапных разрушений (вязкость разрушения, работа, поглощаемая при распространении трещин, живучесть и др.). В основе этих методик, использующих основные положения механики разрушения, лежат статические или динамические ис­пытания образцов с острыми трещинами, которые имеют место в реальных деталях машин и конструкциях в условиях эксплуата­ции (надрезы, сквозные отверстия, неметаллические включения, микропустоты и т. д.). Трещины и микронесплошности сильно меняют поведение металла под нагрузкой, так как являются кон­центраторами напряжений; б) критерии, которые определяют долговечность изделий (со­противление усталости, износостойкость, сопротивление корро­зии и т. д.). 3. Критерии оценки прочности конструкции в целом (кон­струкционной прочности), определяемые при стендовых, натур­ных и эксплуатационных испытаниях. При этих испытаниях вы­является влияние на прочность и долговечность конструкции таких факторов, как распределение и величина остаточных напряжений, дефектов технологии изготовления и конструирования металло­изделий и т. д. Для решения практических задач металловедения необходимо определять как стандартные механические свойства, так и критерии конструкционной прочности. 3.8. Механические свойства, определяемые при статических испытаниях Статическими называют испытания, при которых при­лагаемая к образцу нагрузка возрастает медленно и плавно. Чаще применяют испытания на растяжение, позволяющие по резуль­татам одного опыта установить несколько важных механических характеристик металла или сплава. Для испытания на растяжение используют стандартные об­разцы (ГОСТ 1497 - 84). Машины для испытаний снабжены при­бором, записывающим диаграмму растяжения (рис. 39). Рис. 39. Диаграмма растяжения металлов для условных (1) и истинных (2) напряжений (а) и диаграмма истинных напряжений (б): I - область упругой деформации; II - область пластической деформации; III - область развития трещин Кривая 1 характеризует поведение (деформацию) металла под действием напряжений s, величина которых является условной (s = P/Fo), где Fo — начальная площадь поперечного сечения. До точки А деформация пропорциональна напряжению. Тангенс угла наклона прямой ОА к оси абсцисс характеризует модуль упругости материала Е = s/d (17) где d - относительная деформация. Модуль упругости Е определяет жесткость материала, ин­тенсивность увеличения напряжения по мере упругой деформа­ции. Физический смысл Е сводится к тому, что он характеризует сопротивляемость металла упругой деформации, т. е. смещение атомов из положения равновесия в решетке. Модуль упругости практически не зависит от структуры металла и определяется силами межатомной связи. Все другие механические свойства яв­ляются структурно чувствительными и изменяются в зависимости от структуры (обработки) в широких пределах. Напряжение, соответствующее точке А, называют пределом пропорциональности (sпц). Обычно определяют условный предел пропорциональности, т. е. напряжение, при котором отступление от линейной зависимости между нагрузкой и удлинением достирает такой величины, что тангенс угла наклона, образованного касательной к кривой деформации в осью напряжений, увеличи­вается на 50 % своего значения на линейном (упругом) участке. Напряжения, не превышающие предела пропорциональности, практически вызывают только упругие (в микроскопическом смысле) деформации, поэтому нередко sпц отождествляют с ус­ловным пределом упругости. Предел упругости определяется как напряжение, при котором остаточная деформация достигает 0,05 % (или еще меньше) первоначальной длины образца: s0,05 = Р0,05/F0 (18) Напряжение, вызывающее остаточную деформацию, равную 0,2 %, называют условным пределом текучести: s0,2 = Р0,2/F0 (19) При испытании железа и других металлов с ОЦК решеткой при достижении определенного напряжения sТ на кривой растя­жения образуется площадка. Напряжение, при котором образец деформируется без увеличения растягивающей нагрузки, на­зывается физическим пределом текучести: sТ = РТ/F0 (20) Предел текучести s0,02 является расчетной характеристикой, некоторая доля от s0,2 определяет допустимую нагрузку, исклю­чающую остаточную деформацию. Если допустимые напряжения определяются величиной упру­гой деформации (жесткая конструкция), то в расчетах исполь­зуется величина модуля упругости Е. В этом случае стремиться к получению высокого значения s0,2 не следует. Величины sпц и s0,2 характеризуют сопротивление малым деформациям. Дальнейшее повышение нагрузки вызывает более значитель­ную пластическую деформацию во всем объеме металла. Напряжение, отвечающее наибольшей нагрузке, предшествующей раз­рушению образца, называют временным сопротивлением, или пре­делом прочности: sВ = Рmax/F0 (21) У пластичных металлов, начиная с напряжения sВ, деформа­ция сосредоточивается в одном участке образца, где появляется местное сужение поперечного сечения, так называемая шейка. В результате развития множественного скольжения в шейке об­разуется высокая плотность вакансий и дислокаций, возникают зародышевые несплошности, укрупнение которых приводит к воз­никновению пор. Сливаясь, поры образуют трещину, которая распространяется в направлении, поперечном оси растяжения, и в некоторый момент образец разрушается (точка С на рис. 31, а). Кроме того, при испытании на растяжение определяют ха­рактеристики пластичности. К ним относятся относительное удлинение d = (lк – l0) 100/l0 (22) и относительное сужение y = (F0 – Fк)100/F0, (23) где l0 и lк - длина образца, F0 и Fк - площадь поперечного сечения образца до и после разрушения соответственно. Отношение изменения длины к начальной длине определяет условное удли­нение. Отношение в каждый данный момент изменения длины к длине в этот момент дает истинное удлинение: (24) Переход от l0/lк к F0/Fк проведен, исходя из предположения о постоянстве объема при деформировании. Повышение прочности (sВ, s0,2) обычно сопровождается снижением пластичности ма­териала. На рис. 31, б приведена диаграмма истинных напряжений, построенная в координатах S - l. Учитывая, что роль пластической деформации несравненно больше, чем упругой, считают, что участок диаграммы, соответствующий упругой деформации, сов­падает с осью координат. Истинное сопротивление отрыву (разрушению) Sк определя­ется как отношение усилия в момент разрушения к минималь­ной площади поперечного сечения образца в месте разрыва: Sк = Рк/Fк. (25) В случае хрупкого разрушения Sк и определяет действитель­ное сопротивление отрыву или хрупкую прочность материала (см. рис. 31, б). При вязком разрушении (когда образуется шейка) sВ и Sк характеризуют сопротивление значительной пластической деформации, а не разрушению. В конструкторских расчетах sВ и Sк практически не используются, так как трудно представить конструкцию, работоспособность которой не нарушится при пластической деформации отдельных деталей или узлов. Кривая 2 на рис. 31, а показывает, что в процессе растяжения металл испытывает деформационное упрочнение (наклеп). Если пренебречь упругими деформациями, то коэффициент деформационного упрочнения К = [tga - (Sк - s0,2)]/lк. (26) Характеристики материалов s0,2, sB, d, y, а также Е являются - базовыми - они включаются в ГОСТ на поставку конструкцион­ных материалов, в паспорта приемочных испытаний, а также вхо­дят в расчеты прочности и ресурса. 3.9. Вязкость разрушения Хрупкое разрушение судов, мостов, кранов, строительных и дорожных машин и т. д. обычно происходит при напряжениях, лежащих в упругой об­ласти, без макропластической деформации. Очагом хрупкого разрушения являются имеющиеся в металле микротрещины (трещиноподобные дефекты) или те же дефекты, возникающие в процессе эксплуатации. Поэтому надежность конструкции опреде­ляется в основном сопротивлением металла распространению уже имеющейся острой (опасной) трещины (вязкостью разрушения), а не ее зарождению. В основе испытаний на вязкость разрушения лежат положения линейной механики разрушения. Разработанные Д. Ж. Ирвиным положения позволяют оценить влияние трещин и подобных им дефектов на сопротивление материала хрупкому разрушению. Базой для развития линейной механики разрушения послужили работы Гриффитса, который показал, что хрупкое разрушение связано с наличием в материале трещин, вызывающих локальную концентрацию напряжений, и происходит в результате самопроиз­вольного движения этих трещин, поддерживаемого энергией, на­копленной в материале вследствие упругой деформации. По Ирвину, явления, происходящие у устья трещины, могут быть описаны с помощью параметра К, который представляет собой коэффициент интенсивности напряжений в вершине тре­щины, или локальное повышение растягивающих напряжений у ве­дущего конца трещины: , (27) где Y - безразмерный коэффициент, зависящий от типа (размеров) образца и трещины; sн - номинальное (среднее) напряжение вдали от трещины, МПа; с - длина трещины, мм. Отсюда размерность К имеет вид: МПа.мм1/2. Если высвобождающаяся при разрушении удельная упругая энергия достигает критического уровня, трещина будет расти са­мопроизвольно. Силовое условие начала самопроизвольного разрушения - достижение величиной К критического значения, т. е. Кс. Следо­вательно, если выполняется условие (21), то разрушения не произойдет. Параметр Ирвина Кс определяют экспериментально. Чаще Кс определяют в условиях плоского деформированного состояния, когда разрушение происходит путем отрыва - перпендикулярно к плоскости трещины. В этом случае коэффициент интенсивности напряжения, т. е. относительное повышение растягивающих на­пряжений в устье трещины, при переходе ее от стабильной к нестабильной стадии роста обозначают К1с [МПа.м 1/2] и назы­вают его вязкостью разрушения при плоской деформации. Величина K1C - вязкость разрушения - определяет способ­ность металла (сплава) противостоять развитию трещины. Поэ­тому нередко K1C называют трещиностойкостью. Чем выше зна­чение K1C, тем меньше опасность хрупкого разрушения и выше надежность конструкции (машины), изготовляемой из этого ма­териала. Критерий K1C позволяет определить максимально допустимые напряжения в реальной конструкции sкр при наличии трещины определенной длины или, наоборот, при данном рабочем напря­жении допустимую длину трещины без хрупкого разрушения конструкции. Вязкость разрушения K1C, как правило, тем ниже, чем выше предел текучести s0,2. Для сплавов титана показано, что при отношении K1C/s0,2 > 0,24 критическая длина трещины измеряется в сантиметрах и закритическое развитие ее исключено. При отношении K1C/s0, 2= 0,08…0,24 критическая длина трещины снижается до 0,1…1,0 см, а при K1C/s0,2 < 0,08 - до нескольких микрометров. Поэ­тому для повышения конструктивной прочности нередко отка­зываются от высокопрочных материалов вследствие низкого зна­чения их трещиностойкости K1C и возможности хрупкого разру­шения. Критерии вязкости разрушения чаще используют для харак­теристик высокопрочных металлических материалов, идущих на изготовление сильно нагруженных конструкций (крупных сварных узлов, деталей самолетов, корпусов ракет, сосудов вы­сокого давления, уникальных по своим размерам сооружений). Величина K1C является структурно чувствительной характе­ристикой металла. 3.10. Механические свойства, определяемые при динамических испытаниях Под динамическими понимают испытания, при которых скорость деформирования значительно выше, чем при статических испытаниях. Динамические испытания на ударный изгиб выявляют склон­ность металла к хрупкому разрушению. Метод основан на раз­рушении образца (рис. 40, б) с концентратором посередине одним ударом маятникового копра (рис. 40, а). Рис. 40. Схема маятникового копра (а), испытание на удар (б): 1 - маятник; 2 - образец; 3 - шкала; 4 - стрелка шкалы; 5 - тормоз По шкале маятникового копра определяют полную работу К, затраченную при ударе (ра­бота удара) (рис. 40, а): К = Ph1 (cos b - cos a). (28) Под ударной вязкостью КС, Дж/м2 (кгс.м/см2) понимают работу удара, Дж (кгс.м/см2), отнесенную к начальной площади поперечного сечения So, м2(см2) образца в месте концентратора: КС = К/So. (29) Действующий в настоящее время ГОСТ 9454-78 предусматривает образцы с концентраторами трех видов; U с радиусом концентратора R = 1 мм (рис. 40, б), V с R = 0,25 мм и углом 45° и Т - усталостная трещина. Соответственно ударная вязкость обозначается KCU, KCV, КСТ. Ударная вязкость является интегральной характеристикой, включающей работу за­рождения трещины (аз) и работу распространения вязкой тре­щины (ар): KCU = аз + ар. (30) Склонность к хрупкому разрушению в первую очередь опре­деляется работой распространения трещины. Чем больше аз, тем меньше возможность внезапного хруп­кого разрушения. 3.10.1. Порог хладноломкости Как уже отмечалось ранее, железо, сталь и металлы, и сплавы в ос­новном с ОЦК решеткой могут разрушаться хрупко или вязко в зависимости от температурного порога хладноломкости. Зная порог хладноломкости и рабо­чую температуру эксплуатации материала, можно оценить его температурный запас вязкости, под которым понимают интервал температур между порогом хладноломкости и рабочей темпера­турой. Чем больше температурный запас вязкости, тем меньше опасность хрупкого разрушения. При небольшом запасе вязкости в результате случайного снижения температуры, роста зерна, загрязнения металла вредными примесями и т. д. порог хладно­ломкости может повыситься, это приведет к хрупкому разруше­нию. Порог хладноломкости определяют при испытании ударным изгибом надрезанных образцов для разных температур. Затем строят кривую зависимости ударной вязкости от температуры испытания (так называемую сериальную кривую) (рис. 41). Рис. 41. Сериальные кривые: В - количество волокна в изломе; tB - верхний порог хладноломкости; tH - нижний порог хладноломкости (при более низ­кой температуре полностью хрупкое разру­шение); t50 - условный порог хладнолом­кости (50 % волокна в изломе); 1 - вяз­кий излом; 2 - вмешанный взлом; 3 - хрупкий излом Поскольку хрупкий и вязкий характер разрушения при удар­ном изгибе для стали можно четко различить по виду излома, порог хладноломкости нередко определяют по количеству во­локна (В, %) матовой - волокнистой составляющей в изломе. Количество волокна в изломе определяется как отношение пло­щади волокнистого (вязкого) излома к первоначальному расчет­ному сечению образца. Далее строится сериальная кривая - про­цент волокна - температура испытания (рис. 33). За порог хладно­ломкости принимается температура, при которой имеется 50 % волокна t50 (рис. 41), что примерно соответствует КСТ/2. Для ответственных деталей за критическую температуру хруп­кости нередко принимают температуру, при которой в изломе имеется 90 % волокна (t90), а ударная вязкость сохраняет высокое значение. Нередко определяют верхний tB порог хладноломкости, который отвечает 90 % волокна и нижний tH, отвечающий 10 % волокна. Порог хладноломкости (tB, tH, t50, t90) не является по­стоянной материала, а сильно зависит от его структуры, условия испытания, наличия концентраторов напряжений, размера об­разца и т. д. Чем выше прочность (sв, s0,2), чем выше порог хлад­ноломкости. В случае определения надежности машин хладноломкость не включается в расчеты на прочность, а дается лишь общая ре­комендация не применять материал при температурах ниже по­рога хладноломкости. Нужно учитывать, что с понижением тем­пературы снижается и величина K1С. 3.11. Механические свойства при переменных (циклических) нагрузках Длительное воздействие на металл повторно-переменных напряжений может вызвать образование трещин и раз­рушение даже при напряжениях ниже s0,2. Рис. 42. Усталостный излом (а) и схема развития трещины усталости (б): 1 - очаг разрушения; 2 - зона стабильного развития трещины; 3 - зона долома; 4 - усталостные бороздки; 5 - начальная стадия образования трещины; 6 - магистральная трещина Постепенное накопление повреждений в металле под дейст­вием циклических нагрузок, приводящих к образованию трещин и разрушению, называют усталостью, а свойство металлов со­противляться усталости - выносливостью. Усталостный излом (рис. 42, а) состоит из очага разрушения 1 - места зарождения разрушения, зоны стабильного развития трещины 2 и зоны долома 3 -участка развития трещины, свя­занного с окончательным разрушением. Очаг разрушения обычно расположен вблизи поверхности. Поверхность как наиболее нагруженная часть сечения (при из­гибе, кручении) претерпевает микродеформацию, а затем в наклепанной зоне образуются подповерхностные трещины (рис. 42, б). Растет, однако, только та трещина, которая имеет достаточную длину и острую вершину (рис. 42, б) - магистральная трещина. Продвигаясь в глубь металла, усталостная трещина образует глубокий и острый надрез. В зоне усталости нередко можно видеть полосы, расходящиеся от очага разрушения (усталостные бороздки), отражающие по­следовательное положение растущей трещины (рис. 42, а). Ско­рость роста трещины невелика. Рост трещины продолжается до тех пор, пока сечение не окажется столь малым, что действующие в нем напряжения превысят разрушающие. Тогда происходит быстрое разрушение, что приводит к образованию зоны долома (рис. 42, а). Зона долома имеет структуру, характерную для хрупкого или вязкого (в зависимости от природы материала) раз­рушения при однократных нагрузках (статических или ударных). Испытание на усталость (ГОСТ 25502-79) проводят для оп­ределения предела выносливости, под которым понимают наибольшее значение максимального напряжения цикла, при действии которого не происходит усталостного разрушения образца после произвольно большого или заданного числа циклов нагружения. Цикл напряжения - это совокупность переменных значений напряжений за один период их изменения. За максимальное smax или минимальное smin напряжение цикла принимают наибольшее или наименьшее по алгебраической величине напряжение. Цикл характеризуется коэффициентом асимметрии: R = smin/smax. Ес­ли R = -1, то цикл называют симметричным, если smin и smax не равны по величине, то цикл асимметричный. Рис. 43. Схема испытания на усталость (а) и циклических изменений напряже­ний (симметричный цикл smax = - smin) (б) Предел выносливости обозначается sR (R - коэффициент асимметрии цикла), а при симметричном цикле s-1. Предел вы­носливости определяют на вращающемся образце (гладком или с надрезом) с приложением изгибающей нагрузки по симметрич­ному циклу (рис. 43). По результатам испытания отдельных образцов строят кривые усталости в полулогарифмических или логарифмических координатах (рис. 44), а иногда в координатах smax - 1/N. С уменьшением smax долговечность возрастает. Горизонталь­ный участок на кривой усталости, т. е. smax, не вызывающее раз­рушения при бесконечном большом числе циклов N, соответ­ствует пределу выносливости sR (рис. 44, кривая 1). Рис. 44. Кривые усталости в координатах smax - N (а) и lnsmax - In N (б) Многие металлы (обычно цветные и их сплавы) не имеют го­ризонтального участка на кривой усталости. В этом случае определяют ограниченный предел выносливости - наибольшее на­пряжение, которое выдерживает металл (сплав) в течение заданного числа циклов нагружения. База испытания N должна быть не ниже 10 . 106 циклов для стали и 100 . 106 циклов для легких сплавов и других цветных металлов, не имеющих горизонтального участка на кривой усталости (рис. 44, кривая 2). Если образование трещин или полное разрушение происходит при числе циклов до 5 . 104, такая усталость называется мало­цикловой, при большом числе циклов - многоцикловой. Мало­цикловая усталость имеет большое значение для штампового ин­струмента, деталей самолета (шасси, фюзеляж), сосудов высокого давления, узлов космических кораблей и т. д. Предел выносливости снижается при наличии концентраторов напряжения. Чувствительность к концентраторам напряжений при симметричном цикле нагружения определяется эффективным коэффициентом концентрации напряжений Ks = s-1/s-1к - пределы выносливости образцов гладкого и с надрезом (с концентратором напряжения). Чем больше размер образца (изделия), тем больше в нем раз­личных дефектов (неметаллических включений, субмикроскопи­ческих трещин и т. д.) и запас упругой энергии, что облегчает образование и развитие усталостных трещин и снижает sR (мас­штабный фактор). Коррозия на 60…80 % и бо­лее снижает предел выносливости s-1. Между пределом выносливости s-1 и временным сопротивлением sВ существует определенная связь. Для многих сталей отноше­ние s-1/sВ » 0,5, для медных сплавов - 0,3…0,5 и для алюминиевых - 0,25…0,4. Поэтому, зная sВ, можно ориентировочно определить s-1. Однако следует иметь в виду, что при высоком значении sВ (s0,2) отношение s-1/sВ, снижается. С повышением прочности (sВ, s0,2) возрастает s-1 за счет увеличения сопротивления зарождения трещины усталости. Однако с увеличением s0,2 снижается пла­стичность, что затрудняет релаксацию напряжений у вершины трещины и ускоряет ее развитие. С повышением прочности (по­нижением пластичности) возрастает чувствительность к концен­траторам напряжений. Поэтому высокопрочные стали могут иметь более низкий s-1, чем менее прочные стали. 3.12. Живучесть Важной характеристикой конструкционной проч­ности, характеризующей надежность материала, является жи­вучесть при циклическом нагружении. Под живучестью понимают долговечность детали от момента зарождения первой макроскопи­ческой трещины, усталости размером 0,5—1,0 мм до окончатель­ного разрушения. Количественно живучесть конструкции оценивается коэффи­циентом bр = 1 - tо/tраз, (31) где tо и tраз - продолжительность эксплуатации конструкции до появления трещин и до разрушения соответ­ственно. Коэффициент живучести может колебаться от 0,1 до 0,9. Ранее зарождение трещин усталости объясняется дефектами метал­лургического и технологического характера, а также неудачной конструкцией изделия (наличие концентраторов напряжений). Живучесть имеет особое значение для надежности эксплуата­ции изделий, безаварийная работа которых поддерживается пу­тем периодического дефектоскопирования различными физиче­скими методами для выявления усталостных трещин. Чем меньше скорость развития трещины, тем легче ее обнаружить. 3.13. Изнашивание металлов При трении сопряженных поверхностей имеет место изнашивание (износ), под которым понимают процесс отделения материала в поверхности твердого тела и (или) увеличения его остаточной деформации при трении, проявляющийся в постепен­ном изменении размеров и (или) формы тела (ГОСТ 27674—88). Свойство материала оказывать сопротивление изнашиванию оце­ниваемое величиной, обратной скорости изнашивания, принято называть износостойкостью. В результате изнашивания изме­няются размеры детали, увеличиваются зазоры между трущи­мися поверхностями, вызывающие биение и стук. Все это вызывает отказ машин. Изнашивание является сложным физико-химическим процес­сом и нередко сопровождается коррозией. Реальные поверх­ности имеют сложный рельеф, характеризующийся шерохова­тостью и волнистостью. При трении существует дискретное каса­ние шероховатых тел и, как следствие этого, возникают отдельные фрикционные связи, определяющие процесс изнашивания. Износ может возникнуть вследствие фрикционной усталости, хрупкого и вязкого разрушения, микрорезания при начальном взаимодей­ствии, разрушения (в том числе усталостного) оксидных пленок, глубинного вырывания металла и т. д. При относительном перемещении контактирующих материалов возникает сила трения F, препятствующая взаимному переме­щению. Сила трения равна F = P . f, (32) где Р - нормальная состав­ляющая внешней силы, действующей на контактную поверхность, f - коэффициент трения. Коэффициент трения (безразмерная величина) может быть определен из уравнения: f = А (mv/Р), (33) где A – коэффициент; m - динамическая вязкость; v - отно­сительная скорость перемещения. Чем ниже значение f, тем меньше износ. Обычно между трущимися поверхностями имеется тонкая плен­ка оксидов, которая изолирует поверхности соприкасающихся металлов. Механизм изнашивания и величина износа зависят как от свойств материала пар трения, так и от характера их дви­жения (трение скольжения, качения и т. д.), величины Р, скоро­сти перемещения V и физико-химического действия среды. При постоянных условиях трения имеют место три стадии изнашивания (рис. 45): 1. период приработки, при котором происходит интенсивное изнашивание, изменяется микрогеомет­рия поверхности и материал наклепывается; эти процессы обеспе­чивают упругое контактное взаимодействие тел; после прира­ботки устанавливается равновесная шероховатость поверхности, характерная для заданных условий трения, которая в дальней­шем не изменяется и непрерывно воспроизводится; 2. период установившегося износа, в течение которого интенсивность из­носа минимальная для заданных условий трения; 3. период катастрофического износа. Рис. 45. Кривая износа Различают трение без смазочного материала и трение со смазочным материалом. Трение без смазочного материала наблю­дается во фрикционных передачах, тормозных парах и т. д. Широко применяется граничная смазка, когда масляная пленка толщиной от сотых до десятых долей миллиметра адсорбируется на поверх­ности детали. Коэффициент трения для этого случая составляет 0,01…0,03. При жидкостной смазке - трущиеся поверхности раз­делены находящимся под давлением слоем смазочного материала, который является несущим, так как уравновешивает внешнюю нагрузку. В этом случае слой смазочного материала имеет зна­чительную толщину, трение происходит внутри масляного слоя, что приводит к снижению коэффициента трения (~ 0,001). При других видах изнашивания разрушение затрагивает по­верхностные слои большей толщины. 3.13.1. Виды изнашивания По ГОСТ 27674-88 различают следующие виды изнашивания: механическое, коррозионно-механическое и электроэрозионное (изнашивание при действии электрического тока). К механическому изнашиванию относят абразивное, гидроабразивное, газоабразивное, эрозионное, кавитационное, усталостное, изнашивание при фреттинге и изнашивание при заедании. Абразивное изнашивание материала происходит в результате режущего или царапающего действия твердых тел и (или) абра­зивных частиц. Эти частицы попадают между контактирующими поверхностями со смазочным материалом или из воздуха, а также могут появиться в результате развития других видов изнашива­ния (схватывания, выкрашивания, окисления). Абразивное изна­шивание может иметь место с преобладанием процессов окисления (окисление и последующее разрушение оксидных пленок) и с преобладанием механического разрушения (внедрения абразивных частиц) и разрушения поверхности. При окислительной форме абразивного изнашивания коэффициент трения 0,05…0,30 и толщина разрушающегося слоя до 0,1 мм. Абразивное изнашивание является типичным для многих деталей горных, буровых, строи­тельных, дорожных, сельскохозяйственных и других машин, ра­ботающих в технологических средах, содержащих абразивные частицы (грунт, разбуриваемые породы и т. д.). Изнашивание, происходящее в результате воздействия час­тиц, увлекаемых потоком жидкости, называют гидроабразивным изнашиванием. Оно имеет место, например, в мешалках и про­пеллерах реакторов, в колесах и корпусах насосов, в шнеках и т. д. Если абразивные частицы увлекаются потоком газа (напри­мер, в дымоходах и воздуходувках), то вызываемое ими изнаши­вание называется газоабразивным изнашиванием. Под кавитационным изнашиванием понимают изнашивание по­верхности при относительном движении твердого тела в жидкости. В условиях кавитации работают гребные винты, гидротурбины, детали машин, подвергающиеся принудительному водяному охлаждению, трубопроводы. Усталостное изнашивание (контактная усталость) происходит в результате накопления повреждений и разрушений поверх­ности под влиянием циклических контактных нагрузок, вызываю­щих появление «ямок» выкрашивания. Усталостное изнашивание проявляется при трении качения или реже качении с проскальзыванием, когда контакт деталей является сосредоточенным. Так, контактную усталость можно наблюдать в тяжелонагруженных зубчатых и червячных передачах, подшипниках качения, рельсах и бандажах подвижного состава железнодорожного тран­спорта и т. д. Изнашивание при фреттинг-коррозии происходит в болтовых и заклепочных соединениях, посадочных поверхностях подшип­ников качения, шестерен, муфт и других деталей, находящихся в подвижном контакте. Достаточны для образования фреттинг-коррозии даже весьма малые относительные перемещения с амп­литудой 0,025 мкм. Причиной изнашивания является непрерывное разрушение защитной оксидной пленки в точках подвижного контакта. Коэф­фициент трения 0,1…1,0. Изнашивание при заедании, при котором имеет место задир, что, приводит к катастрофическим видам износа. При этом про­исходит разрушение поверхности, и трущиеся детали выходят из строя. Различают схватывание I рода (холодный задир) и II рода (горячий задир). Холодный задир происходит при трении с не­большими скоростями относительного перемещения (до 0,5…0,6 м/с) и удельными нагрузками, превышающими sт, при от­сутствии смазочного материала и защитной пленки оксидов. Го­рячий задир, наоборот, имеет место при трении скольжения с большими скоростями (> 0,6 м/с) и нагрузками, когда в зоне контакта температура резко повышается (до 500…1500 °С). При схватывании I рода коэффициент трения 0,5…4,0 и толщина раз­рушающегося слоя до 3…4 мм, а при схватывании II рода соот­ветственно 0,10…1,0 и до 1,0 мм. Электроэрозионное изнашивание происходит в результате воз­действия разрядов при прохождении электрического тока. Допустимые виды изнашивания: окислительное и окислитель­ная форма абразивного изнашивания. Недопустимые разрушения при трении: схватывание I и II рода, фреттинг-процесс, резание и царапание (механическая форма абразивного изнашивания), усталость при качении и другие виды повреждения (коррозия, кавитация, эрозия и др.). За основу инженерной характеристики изнашивания принята интенсивность линейного изнашивания Jh = dh/dLT, (34) где h - линейный износ, LT - путь трения. Интенсивность изнашивания Jh изменяется от 10-3 до 10-13. В зависимости от величины интен­сивности изнашивания введено 10 классов износостойкости от 0 до 9. По виду контактного взаимодействия поверхностей трения классы 0…5 соответствуют упругому деформированию (Jh = 10-13…10-17); классы 6 и 7-упругопластическому деформи­рованию (Jh = 10-7…10-5); классы 8…9 -микрорезанию ((Jh = 10-5…10-3)). Так, интенсивность изнашивания гильз цилиндра, поршневых колец, шатунных и коренных шеек коленчатых валов составляет 10-11…10-12, режущего инструмента - 10-5…10-8, зубьев ковшей экскаваторов - 10-3…10-4. Классы износостойкости позволяют применять расчетные ме­тоды определения срока службы трущейся пары. 3.14. Пути повышения прочности металлов Увеличение прочности (sВ, s0,2) и сопротивления усталости (s-1) металлов и сплавов при сохранении достаточно высоких пластичности (d, y), вязкости (KCU, КСТ) и трещиностойкости (К1С) повышает надежность и долговечность машин (конструкций) и понижает расход металла на их изготовление вследствие уменьшения сечения деталей. Увеличение прочности достигается созданием соответствую­щих сплавов и технологии обработки. При этом про­исходит изменение состава и природы фаз, образующих сплав, их количества и размера, характера распределения дислокаций и других дефектов кристаллического строения. Поэтому устанав­ливают связь между структурой и конструктивной прочностью металлов и сплавов. Ниже рассмотрены различные механизмы упрочнения метал­лов и сплавов. Принято различать техническую и теоретическую прочность металлов. Техническую прочность определяют описанные выше свой­ства (s0,2, sв, s-1, Е, и др.). Под теоретической прочностью понимают сопротивление де­формации и разрушению, которое должны были бы иметь матери­алы согласно физическим расчетам с учетом сил межатомного взаимодействия и предположения, что два ряда атомов одновре­менно смещаются относительно друг друга под действием напря­жения сдвига. Исходя из кристаллического строения и межатом­ных сил, можно ориентировочно определить теоретическую проч­ность металла по следующей формуле: tтеор = G/(2p), (35) где G - модуль сдвига (коэффициент пропорциональности между касательным напряжением t и относительным сдвигом g (t = Gg)). Рис. 46. Схема зависимости сопротивления деформации от плотности дислокаций и других дефектов кристаллического строения металлов: 1 - теоретическая прочность; 2 - 4 - техническая прочность (2 – «металлические усы»; 3 - чистые неупрочненные металлы; 4 - сплавы, упрочненные легированием, наклепом, термической или термомеханической обработкой) Теоретическое значение прочности, рассчитываемое по ука­занной формуле, в 100…1000 раз больше технической прочно­сти. Это связано с дефектами в кристаллическом строении, и, прежде всего с существованием дислокаций. Прочность ме­таллов не является линейной функцией плотности дислокаций (рис. 38). Как видно из рис. 46, минимальная прочность определяется некоторой критической плотностью дислокации , приближенно составляющей 106…108 м-2. Эта величина относится к отожжен­ным металлам. Повышение прочности достигается: 1. созданием металлов и спла­вов с бездефектной структурой; 2. повышением плотности дефектов (в том числе дислокации), затрудняющих движение дислокации. Если плотность дислокации (количество дефектов) меньше ве­личины  (рис. 46), сопротивление деформации резко увеличива­ется и прочность быстро приближается к теоретической. В настоящее время удалось получить кристаллы, практически не содержащие дислокации. Эти нитевидные кристаллы неболь­ших размеров (длиной 2…10 мм и толщиной 0,5…2,0 мкм), назы­ваемые «металлическими усами», обладают прочностью, близкой к теоретической. Так, предел прочности нитевидных кристаллов железа составляет 13000 МПа, меди 3000 МПа и цинка 2250 МПа, по сравнению с пределом прочности технического железа 300 МПа, меди 260 МПа и цинка 180 МПа. Увеличение размеров усов сопровождается резким снижением прочности, что ограничивает их использование. Они нашли при­менение для армирования волокнистых композиционных материа­лов, в микроэлектронике, для микроподвесок и микро­растяжек и т. д. При возрастании количества дефектов свыше 106…108 м-2 (см. рис. 38) происходит упрочнение металла вследствие взаимо­действия дислокации и торможения их движения. Связь между пределом текучести sТ, и плотностью дислокации r может быть описана уравнением (36) где s0 - напряжение сдвига до упрочнения (после отжига); b - вектор Бюргерса; a - коэффициент, зависящий от природы металла, его кристаллической решетки и структуры. Плотность дислокации не должна превышать 1012 …1013 см-2. При большей плотности дислокаций образуются трещины. Сопротивление пластической деформации (sТ, sв) тем выше, чем меньше подвижность дислокации, чем больше препятствий (барьеров) на их пути. Пластичность (d, y) и вязкость (KCU), наоборот, тем выше, чем легче осуществляется движение дисло­кации. Следует иметь в виду, что помимо вязкого разрушения, являющегося результатом большого числа пластических сдвигов за счет движения дислокации по различным плоскостям скольже­ния, возможно хрупкое разрушение в результате зарождения и прогрессирующего развития трещины. На рис. 47 показано влияние структурного упрочнения (соз­дание структурных барьеров для движения дислокации) на пре­дел текучести sТ, трещиностойкость K1С и работу распространения трещины КСТ. С увеличением барьеров для движения дислокации предел текучести возрастает, а трещиностойкость K1С и работа распространения трещины КСТ уменьшаются. В области 1 (рис. 47) надежность против внезапных хрупких разрушений вы­сокая, так как случайные перегрузки будут сниматься пластиче­ской деформацией в устье трещины в связи с низким пределом текучести sТ и высоким значением вязкости разрушения К1С . Область 2 (рис. 47) соответствует высокому значению sТ и низ­кому значению К1С. Металл может разрушаться хрупко при малых нагрузках. Поэтому во многих случаях следует применять материал с меньшим sТ, что несколько увеличит массу конструкций, но значительно повысит сопротивление хрупкому разрушению. Рис. 47. Схема влияния структурного упрочнения на предел текучести sТ, вязкость разрушения К1С и работу распространения трещины при испытании на удар КСТ: 1 - вязкое разрушение; 2 - хрупкое разрушение Для получения высокого комплекса механических свойств (высокой конструктивной прочности), исключения возможности хрупкого разрушения нужно, чтобы барьеры, тормозящие движе­ние дислокации, позволяли при определенном напряжении про­рываться через них дислокациям («полупроницаемые» барьеры). Рассмотрим с этих позиций основные механизмы упрочнения: деформационное, твердорастворное, образование гетерогенных структур (дисперсионное упрочнение), различного рода границ и оценим их роль в охрупчивании металлов. Деформационное упрочнение (наклеп) рассмотрено выше. Бес­порядочно расположенные дислокации («лес дислокаций») в де­формированном металле вызывают сильное повышение прочности (sТ = 10-3…10-2 G при r = 1011…1012 м-2), но одновременно резко снижается сопротивление хрупкому разрушению. Следовательно, деформационное упрочнение не обеспечивает высокой конструк­тивной прочности. Оно нашло применение для упрочнения спла­вов твердых растворов. При образовании твердых растворов sВ, sТ и НВ повышаются (твердорастворное упрочнение). В неупорядоченном твердом раст­воре возникающие вокруг атомов растворенного элемента поля упругих напряжений затрудняют скольжение дислокаций. Сте­пень торможения дислокаций в твердом растворе определяется фактором размерного несоответствия атомов растворителя и рас­творенного элемента, разностью модулей упругости и возрастает пропорционально концентрации. Рис. 48. Влияние атомной концентрации С растворенных в меди элементов на условный предел текучести s0,2 В первом приближении упрочнение при образовании твердого раствора может быть определено по формуле, полученной Моттом и Набарро: sТ = Ge2C (37) где G - модуль сдвига, МПа; e - параметр, зависящий от раз­личия размеров атомов растворенного компонента r и раствори­теля r0 (e = (r - ro); С - атомная концентрация растворен­ного компонента. Повышение прочности (рис. 48) в твердом растворе замещения прямо пропорционально концентрации растворенного элемента (до 10…30 %). Однако абсолютная величина упрочнения зависит от вида растворимого компонента (рис. 48). Величина K1C при образовании твердых растворов снижается. В случае твердого раствора внедрения прочность во много раз больше, чем при об­разовании твердого раствора замещения при той же концентрации. Очень затрудняют движение дислокации, а, следовательно, по­вышают прочность атмосферы Коттрелла, даже при малом содержании второго компонента внед­рения. Примеси внедрения сильно понижают трещиностойкость K1C, работу распространения трещины КСТ и повышают порог хладно­ломкости. Очистка хладноломких метал­лов (Fe, Cr, Mo, W и др.) от при­месей внедрения (O, N, Н) повышает работу распростране­ния трещины, вязкость разрушения К1C и понижает порог хлад­ноломкости. Основная причина охрупчивания металла в присутствии при­месей внедрения - малая подвиж­ность дислокаций. Это вызвано, с одной стороны, повышенным сопротивлением решетки раствора внедрения скольжению дислокаций и, c другой стороны, закреп­лением дислокации атмосферами из атомов внедрения. Из-за низкой подвижности дислокации, а, следовательно, отсутствия микропластической деформации не происходит релаксации (ослаб­ления) напряжений у вершины хрупкой трещины, чем и объясня­ется низкое сопротивление распространению трещин. Рис. 49. Влияние величины зерна d на условный предел текучести s0,2, предел выносливости s-1 (а) и ударную вязкость (порог хладноломкости) низкоуглеродистой стали: 1- мелкое зерно (0,04 мм); 2 - крупное зерно (0,09 мм) Упрочнение при образовании твердого раствора достигает sТ » 10-3G. При повышении температуры выше (0,5…0,6) Tпл упрочнение за счет образования твердого раствора сильно умень­шается. При ограниченном легировании, твердые растворы замещения обладают достаточной пластичностью и вязкостью и служат основной матрицей для многих конструкционных и инструментальных сплавов. Механические свойства сплавов твердых растворов в сильной степени зависят от величины зерна, полигонизованной структуры (субструктуры) и других структурных изменений. Эффективным барьером для движения дислокации в металлах является межзеренная граница - зернограничное упрочнение. Это объясняется тем, что дислокация не может перейти границу зерна, так как в новом зерне плоскости скольжения не совпа­дают с плоскостью движения этой дислокации. Дальнейшая деформация продолжается в результате возникновения новой дислокации в соседнем зерне, поэтому, чем мельче зерно (больше про­тяженность границ), тем выше прочность металла (рис. 49, а). Зависимость предела текучести от размера зерна описывается отношением Холла-Петча: sТ = s0 + kd-1/2 (38) где s0 и k - постоянные для данного металла; d - диаметр зерна. Эта зависимость справедлива и для субзерен. При очень мел­ком зерне предел текучести может достигнуть s = 10-3G. Повышение прочности при измельчении зерна не сопровождается охрупчиванием. Границы зерен и субзерен являются полупроницаемыми барьерами для движущихся дислокации. Чем мельче зерно, тем труднее развивается хрупкая трещина, поскольку границы зерен затрудняют переход трещины сколом из одного зерна в другое вследствие изменения ее направления движения. В то же время, зародышевые трещины при мелком зерне меньше. Измельчение зерна понижает порог хладноломкости (t50). На рис. 49, б показано влияние величины зерна стали на темпе­ратурный порог хладноломкости. Чем крупнее зерно, тем выше порог хладноломкости. Для устранения межкристаллитного хрупкого разрушения и понижения t50 надо уменьшать скопление примесей в приграничных объемах (сегрегацию без выделения) и образование на границах зерен хрупких фаз (чаще химических соединений), особенно в виде сплошной сетки. Чем мельче зерно, тем выше предел вы­носливости (рис. 49, а), который может быть определен по фор­муле sR = sR0 + KRd-1/2, (39) где sR0 и KR - постоянные, зависящие от материала. Измельчение зерна модифицированием, термической обра­боткой, легированием и т. д. является одним из перспективных методов упрочнения металлов и сплавов. Создание в зерне препятствий для движения дислокации в виде хорошо развитой субструктуры приводит к дополнительному упрочнению. Образование дислокационной структуры по механизму полигонизации (ячеистой структуры) повышает sT, мало изме­няя K1C, и понижает порог хладноломкости (t50). Выделение внутри зерен твердого раствора высокодисперсных равномерно распределенных частиц упрочняющих фаз, например, в процессе закалки и старения, сильно повышает sT (дисперсионное упрочнение). Упрочнение при старении объясняется торможе­нием дислокации зонами Гинье-Престона (ГП) или частицами выделений. Рис. 50. Модель движения дислокации в дисперсионно-твердеющих сплавах: а - перерезание дисперсной частицы дислокацией; б - выгибание и продвижение дислокации между частицами второй фазы с образованием петель При образовании зон ГП дислокации проходят через них (перерезают), что требует повышенных напряжений (рис. 50, а). Зоны ГП имеют модуль сдвига больше, чем у исходного твердого раствора. Чем прочнее зоны ГП и больше их модуль упругости, тем труднее они перерезаются дислокациями. Вокруг зон ГП создается зона значительных упругих напряжений, которая также тормозит движение дислокации, а, следовательно, способствует упрочнению при старении. В случае когерентных частиц избыточной фазы дислокации под действием приложенных напряжений либо перерезают, либо оги­бают эти частицы, что зависит от их размера, прочности и рас­стояния между ними. В случае некогерентных частиц возможно только огибание их дислокациями. На (рис. 50, б) показано сна­чала выгибание, а затем (при больших напряжениях) и огибание частиц дислокациями. При возрастании напряжений дислокации образуют замкнутые дислокационные петли вокруг частиц (рис. 50, б). Оставив вокруг частиц петли, дислокации продол­жают скользить в прежнем направлении (эти петли или кольца, естественно, препятствуют движению новых дислокаций). Предел текучести при дисперсном упрочнении зависит от размера частиц d и их объемной доли f. Уравнение прочности в этом случае имеет вид: (40) где s0 - напряжение сдвига в матрице; a - коэффициент, вклю­чающий вектор Бюргерса и модуль сдвига G матрицы. Наибольшее упрочнение наблюдается, когда вторая фаза дисперсна, равномерно распределена по объему и расстояние ме­жду частицами не велико. Упрочнение при огибании частиц (при одной объемной доле выделений второй фазы) всегда менее эффективно, чем упрочнение при перерезании. Однако вязкость разрушения К1C и пластичность при огибании частиц выше. Максимальной прочности после дисперсионного старения соот­ветствует минимальное значение K1C. Коагуляция избыточной фазы, снижая прочность (sВ, sТ), повы­шает K1C. Упрочнение дисперсными ча­стицами достигает 10-2 G , но при нагреве до температуры (0,6…0,75) Тпл снижается за счет их растворения. Дисперсными частицами часто яв­ляются химические соединения. Чем сложнее кристаллическая решетка фазы упрочнителя и чем больше отличается ее состав от основного твердого раство­ра, тем сильнее упрочнение. Химиче­ские соединения, особенно карбиды и нитриды, имеют высокую твердость, но хрупки. Например, твердость карбида вольфрама WC составляет НV17900, кар­бида титана TiC - НV28500, нитрида титана TiN - НV32300 МПа. Та­ким образом, для получения сплавов с высокой конструктив­ной прочностью нужно, чтобы основной твердый раствор (мат­рица) имела мелкозернистое строение с развитой внутренней субструктурой, в которой равномерно распределены высокодисперсные частицы упрочняющей фазы. Такая структура сплава обеспечивает получение полупроницаемых барьеров для движу­щихся дислокаций и сочетание высокой прочности (sВ, sТ), пла­стичности (d, y), вязкости разрушения (K1С), вязкости (KCU, KCV, КСТ) и низкой температуры вязкохрупкого перехода (по­рог хладноломкости t50). Рассмотренные механизмы упрочнения положены в основу современных технологических процессов повышения конструктив­ной прочности металлов и сплавов. Контрольные вопросы к главе 3 1. В чем различие между упругой и пластической деформациями? 2. Как изменяется строение металла в процессе пластического деформи­рования? 3. Как изменяется плотность дислокаций при пластической деформации? 4. Как влияют дислокации на прочность металла? 5. Почему наблюдается огромное различие теоретической и практической прочнос­ти? 6. Как влияет изменение строения на свойства деформированного металла? 7. В чем сущность явления наклепа и какое он имеет практи­ческое использование? 8. Какие характеристики механических свойств определяются при испытании на растяжение? 9. Что такое твердость? 10. Какие методы определения твердости вы знаете? 11. Что такое ударная вязкость? 12. Что такое порог хладноломкости? 13. Что такое конструкционная прочность? 14. От чего зависит и как определяется конструкционная прочность? Глава 4 ЖЕЛЕЗО И ЕГО СПЛАВЫ 4.1. Диаграмма состояния железоуглеродистых сплавов Важнейшими материалами в современном машиностроении являются железоуглеродистые сплавы: техническое железо, стали и чугуны. Основа для изучения процессов формирования их структуры – диаграмма состояния системы Fe - C. Структура сплава определяет его свойства. Важно знать, какие фазы и структуры формируются в сплавах в зависимости от их состава и температуры. Необходимо уметь управлять процессом структурообразования для обеспечения эксплуатационных свойств сплавов. Компонентами железоуглеродистых сплавов являются железо и углерод, который может находиться в сплавах в химически связанном состоянии в виде цементита - Fe3C (Ц) или в свободном состоянии - в виде графита (Г). В зависимости от этого структурообразование железоуглеродистых сплавов при их охлаждении из жидкого состояния рассматривается по диаграмме метастабильного равновесия Fe - Fe3C или по диаграмме стабильного равновесия Fe - С. Железо плавится при 1539 0С, обладает температурным полиморфизмом, его плотность 7,86 .103 кг/м3. При кристаллизации (1539 0С) образуется d-Fe, кристаллическая решетка которого описывается объемно-центрированной кубической (ОЦК) решеткой, длина ребра куба (параметр решетки) а = 0,293 нм (при 1425 0С). Железо d существует в интервале температур 1539...1399 0С. При 1399 0С вместо d -Fe (ОЦК) путем перегруппировки атомов образуется g -Fe с гранецентрированной кубической (ГЦК) решеткой, характеризующееся меньшей свободной энергией. Параметр решетки g -Fe а = 0,365 нм (при 950 0С); плотность - (8,0...8,1).103 кг/м3. Оно устойчиво в температурном интервале 1392...910 0С. При 910 0С происходит полиморфное превращение, g -Fe переходит в a -Fe, имеющее ОЦК решетку с параметром а = 0,286 нм (при 20 0С), устойчивое ниже 910 0С вплоть до температуры абсолютного нуля. Железо a в зависимости от температуры может находиться в различных магнитных состояниях. При температуре выше 768 0С (768...910 0С) a -Fe, так же как и g -Fe, - парамагнетик, ниже 768 0С - ферромагнетик. Температура 768 0С (точка Кюри) является температурой перехода a -Fe из парамагнитного состояния в ферромагнитное при охлаждении железа и, наоборот, - при его нагреве. Железо a с парамагнитными свойствами иногда называют b -Fe. Таким образом, при 1392 0С в равновесии находятся 1392 0С d -Fe и g -Fe (d -Fe « g-Fe); температура равновесия g-Fe и a-Fe - 910 0С (g-Fe« a-Fe). Температуры равновесного состояния двух или нескольких фаз называются критическими. Их обозначают буквой А с соответствующим индексом (порядковый номер температуры возрастает с ее увеличением). Для железа: 768 0С - А2, 910 0С - А3, 1392 0С - А4. Железо с содержанием примесей 0,01...0,1% имеет следующие свойства: твердость по Бринелю НВ = 700…800 МПа; предел прочности на растяжение sв = 200...250 МПа; относительное удлинение d = 50...55 %., ударная вязкость КСU = 220...250 кДж/м2. Рис. 51. Элементарная ячейка кристаллической структуры цементита Цементит содержит 6,67 % углерода, кристаллическая структура его описывается ромбической элементарной ячейкой, образованной атомами углерода (рис. 51). Вокруг каждого атома углерода располагаются на расстоянии 0,18...0,20 нм по шесть атомов железа таким образом, что на одну ячейку приходится 4 атома углерода и 12 атомов железа. Поэтому ячейка состоит из трех формульных единиц Fe3С. На рис. 43 для удобства чтения решетки показано расположение атомов железа только вокруг пяти атомов углерода. Связь между атомами в цементите сложная: металлическая (Fe – Fe), дополненная ковалентной (Fe - С). Цементит тверд (НВ ~ 8000 МПа) и хрупок (d ~ 0), прочность его на растяжение очень мала (sв ~ 40 МПа). Температура плавления равна 1450 0С. Цементит - фаза метастабильная (временно устойчивая), слабо ферромагнитная, точка Кюри - 210 0С. Устойчивость цементита уменьшается с повышением температуры: при низких температурах он существует бесконечно долго, при температурах, превышающих 950 0С, в течение несколько часов он распадается на железо и графит. На этом явлении основан отжиг белого чугуна на ковкий. Графит - одна из двух (алмаз, графит) кристаллических модификаций углерода. Структура графита слоистая (рис. 52). В слоях атомы углерода расположены по вершинам правильных шестиугольников. Каждый атом кристаллической структуры цементита окружен тремя соседними, находящимися на расстоянии, равном 0,141нм. Рис. 52. Кристаллическая структура графита: · – ионы углерода гексагональных нечетных слоев; ° – ионы углерода четных слоев (толстыми линиями показана полная ячейка, элементарная ячейка заштрихована) Слои через один сдвинуты на 0,141 нм (четные относительно нечетных). Расстояние между ними - 0,335 нм. Связь между атомами в слоях прочная, ковалентного типа, между слоями - слабая молекулярная. При коллективизации валентных электронов в слое графита он приобретает частично физические свойства металлов: высокие тепло- и электропроводность, металлический блеск и непрозрачность. Графит имеет очень низкую прочность. Под действием сравнительно небольших внешних усилий он легко расслаивается. Температура плавления графита 3850 0С. Своеобразное строение графита придает ему целый ряд ценных свойств: жаропрочность, высокие тепло- и электропроводность, малый коэффициент трения, склонность к расслаиванию и др. Этими свойствами объясняется применение графита при изготовлении сопел реактивных двигателей и деталей ракет, электротехнических и антифрикционных изделий, смазочных веществ, красок. В железоуглеродистых сплавах графит, в отличие от цементита, является стабильной фазой. Сплавляя железо с углеродом и, варьируя содержание этих элементов, получают сплавы с различными структурой и свойствами. В случае, когда высокоуглеродистой фазой является цементит, фазовое состояние сплавов описывается диаграммой метастабильного равновесия системы Fe - Fe3С (рис. 53). Если же в силу определенных условий вместо цементита кристаллизуется графит, рассматривается диаграмма стабильного равновесия системы Fe - С. Нередко структурообразование сплавов изучается по обеим диаграммам, вычерчиваемым в одной координатной системе (рис. 54): Fe - С - пунктирными линиями, Fe - Fe3С - сплошными. При повышенных скоростях охлаждения сплавов в результате ускоренного процесса кристаллизации обычно образуется цементит. Образование графита наблюдается только в высокоуглеродистых сплавах в случае их медленного охлаждения или при определенных изотермических выдержках. В сплавах с пониженным содержанием углерода образование графита маловероятно. На диаграмме метастабильного равновесия крайние ординаты соответствуют чистым компонентам: ANGQ - железу, DFKL - цементиту. Ординаты между ними - двойным сплавам, общее содержание железа и углерода в которых равно 100 %. Для железа на линии ANGQ точка А соответствует температуре плавления (1539 0С). В системе Fe - Fe3С возможны жидкая (Ж) фаза, представляющая собой жидкий раствор железа и углерода, и четыре твердые - d - феррит, g - аустенит, a - феррит и Fe3С. Феррит (Ф, d - или a - раствор) - твердый раствор внедрения углерода в d - Fe или a- Fe с ОЦК решеткой. Аустенит (А, g - раствор) - твердый раствор внедрения углерода в g - Fe с ГЦК решеткой. Ликвидус - ABCD; солидус - AHNJECF. Затвердевание сплавов, содержащих до 0,5 % С, начинается с образования d - феррита по реакции ЖAB ® d - ФAH (см. рис. 53). Характер дальнейшей кристаллизации сплавов зависит от содержания в них углерода. Сплавы, содержащие до 0,1 % С, полностью затвердевают в интервале температур, соответствующих линиям АВ и АН с образованием однофазной структуры d - феррита. Этой структуре соответствует область диаграммы, лежащая левее линии AHN. Сплавы с 0,1...0,5 % С кристаллизуются несколько сложнее (рис. 53, а, сплав 1). После выделения из жидкости определенного количества d - феррита при 1499 0С они испытывают перитектическое превращение: ЖВ=0,5 % С + d -ФН=0,1 % С ®АJ=0,16% С . В перитектическом сплаве, содержащем 0,16 % С (J), обе исходные фазы (Ж + d - Ф), взаимодействуя между собой при перитектическом превращении, без остатка расходуются на образование g -твердого раствора. После этого сплав приобретает однофазную структуру - аустенит. Рис. 53. Диаграмма состояния сплавов системы Fe - Fe3C (метастабильное равновесие) и кривые охлаждения сталей (а) и чугунов (б) Рис. 54. Диаграмма состояния сиcтемы Fe - C: пунктир - стабильное равновесие; сплошная линия - метастабильное равновесие В доперитектических сплавах, содержащих от 0,1 (Н) до 0,16 % С (J), после рассматриваемой реакции остается в избытке определенная доля d - феррита, который при дальнейшем охлаждении сплавов (в результате перестройки решетки ОЦК в ГЦК) в интервале температур, соответствующих линиям HN и JN, превращается в аустенит ФH-N®АJ-N. Заперитектические сплавы (рис. 53, а, сплав 1) окончательно затвердевают в интервале температур ликвидус (ВС) - солидус (JЕ), при которых избыточная жидкость, оставшаяся от перитектического превращения, кристаллизуется в аустенит ЖB-C®АJ-E. Этой реакцией описывается также процесс затвердевания сплавов с содержанием углерода 0,5...2,14 %. Таким образом, все сплавы, содержащие менее 2,14 % С, после первичной кристаллизации приобретают однофазную структуру - аустенит, сохраняющуюся при охлаждении до температур, соответствующих линии GSE. При дальнейшем охлаждении происходит перекристаллизация аустенита, в результате чего формируется окончательная структура сплавов. В группе сплавов, содержащих от 2,14 (Е) до 6,67 % С (F), имеется эвтектический сплав с 4,43 % С (С), который при 1147 0С (изотерма ECF), будучи предельно насыщенным одновременно углеродом и железом, кристаллизуется по эвтектической реакции: ЖС=4,3 %С 1147 ®АЕ=2,14 % С + ЦF=6.67 % С. Образующаяся эвтектическая смесь двух фаз (А+Ц) называется ледебуритом (при данном фазовом составе - ледебурит аустенитный). Сплавы доэвтектические 2,14...4,3 % С (Е…С) (рис. 45, б, сплав 3) и заэвтектические 4,3...6,67 % С (С…F) (рис. 45, б, сплав 4) кристаллизуются в два этапа. На первом в интервале температур ликвидус (ВСD) - солидус (ЕСF) из жидкой фазы выделяются первичные кристаллы: в доэвтектических - А, в заэвтектических - Ц. На втором этапе оставшаяся жидкость затвердевает с образованием эвтектики. В результате после первичной кристаллизации доэвтектические сплавы имеют структуру А + Л (А + Ц), заэвтектические - ЦI + Л. Структурные превращения в сплавах, находящихся в твердом состоянии, вызваны следующими причинами: изменением растворимости углерода в железе в зависимости от температуры сплава, полиморфизмом железа и влиянием содержания растворенного углерода на температуру полиморфных превращений. Линия АНN (см. рис. 53) показывает пределы растворимости углерода в d-Fe, линия GPQ - в a - Fе: 0,02 % С при 727 0С (P), 0,01 % С при 600 0С, 0,008 % С при 20 0С. Феррит левее линии GPQ является ненасыщенным твердым раствором, на GPQ он предельно насыщен. При охлаждении сплавов, расположенных на диаграмме правее PQ, ниже 727 0С из феррита, вследствие его пересыщения, выделяется углерод, что приводит к формированию цементита третичного (ЦIII) в виде сетки по границам зерен феррита. Если же в структуре сплавов (0,02... 6,67 %С) уже есть цементит, то ЦIII наслаивается на него и металлографическим методом не обнаруживается. Линия ЕS показывает пределы насыщения аустенита углеродом в зависимости от температуры сплава. Растворимость углерода максимальная при 1147 0С (Е) - 2,14 %. С понижением температуры она уменьшается до 0,8 % при 727 0С (S). В результате аустенит в сплавах правее линии ЕS оказывается пересыщенным твердым раствором и из него выделяется углерод, который идет на образование цементита вторичного (ЦII). В сталях ЦII формируется обычно в виде сетки по границам зерен аустенита, в чугунах чаще всего нарастает на цементите ледебурита. Углерод, растворяясь в ОЦК решетках железа d и a, искажает их и тем самым снижает температурную устойчивость этих структур. Поэтому, чем больше углерода растворено в d - Fe, тем при более высоких температурах решетка d перестраивается в g - решетку; чем больше углерода в сплаве, тем при более низких температурах аустенит превращается в a - феррит. Таким образом, растворение углерода в железе способствует повышению температуры А4 (линия JN) и снижению температуры А3, (линия GS), расширению температурной области существования аустенита и сужению области феррита. В охлаждающихся сплавах, содержащих менее 0,8 % С, превращение аустенита в феррит начинается не при 910 0С, как в безуглеродистом железе, а при температурах, соответствующих линии GS. Это превращение из-за различной растворимости углерода в феррите (PQ) и аустенит (ЕS) сопровождается диффузионным перераспределением углерода между ними. Поэтому перестройка решеток протекает в интервале температур GS - GР. Область GSP является областью двухфазной структуры, в ней феррит находится в равновесии с аустенитом. В охлаждающихся сплавах, расположенных между точками P и S (рис. 53, а, сплав 1), по мере образования феррита в указанном интервале температур аустенит обогащается углеродом (GS). При 727 0С содержание углерода в аустените на заключительном этапе достигает 0,8 % (S), решетка g-Fe (ГЦК) теряет устойчивость и перестраивается в решетку a-Fe (ОЦК), в котором при 727 0С растворяется только 0,02 % С (Р). Полиморфное превращение ГЦК®ОЦК сопровождается выделением углерода из раствора и образованием цементита: АS=0,8 % С 727 ® ФР=0,02% С+ ЦК. Это трехфазное превращение, обусловленное полиморфизмом железа и протекающее при 727 0С, называется эвтектоидным. В отличие от трехфазного эвтектического превращения при эвтектоидном исходной фазой является не жидкий, а твердый раствор (в данном случае аустенит). Выделяющаяся из твердого раствора смесь фаз, число которых равно числу компонентов системы, называется эвтектоидом. Структурная составляющая железоуглеродистых сплавов, образующаяся в результате распада аустенита и состоящая из чередующихся пластинок двух фаз - феррита и цементита, называется перлитом (П). Температура образования перлита соответствует критической температуре А1. На диаграмме метастабильного равновесия (см. рис. 53) точке А1 соответствует линия РSК (727 0С). Эвтектоидное превращение протекает во всех сплавах, содержащих более 0,02 % углерода (Р), т. е. в сталях и чугунах. Поэтому в чугунах ледебурит аустенитный при эвтектоидной температуре 727 0С видоизменяется, становясь ледебуритом перлитным, Л (А + Ц) ® Л (П+Ц). Строение окончательно сформировавшейся структуры железоуглеродистых сплавов зависит от содержания в них углерода. Сплавы, в которых углерода менее 0,02 %, имеют структуру Ф + ЦIII и называются техническим железом. Сплавы с содержанием углерода 0,02...2,14 %, в структуре которых непременно присутствует перлит, являются сталями. Стали делятся на доэвтектоидные (С = 0,02...0,8 %, структура – Ф + П); эвтектоидную (С = 0,8 %, структура - перлит); заэвтектоидные (С = 0,8...2,14 %, структура - П + ЦII) (рис. 55, 56, 57). Сплавы, содержащие от 2,14 до 6,67 % С, в структуре которых присутствует определенная доля эвтектики - ледебурит, называются белыми чугунами. Они подразделяются на доэвтектические (С = 2,14...4,43 %, структура - П + ЦII + Л), эвтектические (С = 4,43 %, структура ледебурит), заэвтектические (4,43 …6,67 % С, структура - ЦI + Л). Цементит третичный в сталях и чугунах, а также цементит вторичный в эвтектическом и заэвтектических чугунах как самостоятельные структурные составляющие при микроструктурном анализе обычно не обнаруживаются. Рис. 55. Микроструктура доэвтектоидной стали с 0,6 % С - перлит + феррит, Х 500 Рис. 56. Микроструктура эвтектоидной стали – перлит, Х 500 Рис. 57. Микроструктура заэвтектоидной стали с 1,0 % С - перлит + цементит вторичный, Х 500 Следует подчеркнуть, что все описанные изменения структуры, происходящие при охлаждении сплавов, обратимы, т. е. они совершаются и при нагреве сплавов (в обратном порядке). Это справедливо только в случае, когда охлаждения и нагревы протекают с очень малыми скоростями, а при любой рассматриваемой температуре все возможные превращения полностью завершены и сплавы находятся в состоянии фазового равновесия. Поэтому при рассмотрении диаграмм не учитываются переохлаждения и перегревы, необходимые для завершения фазовых превращений в случае охлаждений и нагревов сплавов даже с малыми конечными скоростями. 0 фазовых превращениях, происходящих в сплавах, можно судить по кривым их охлаждения или нагревания. В качестве примера дополнительно подробно рассмотрим процесс структурообразования при охлаждении стали с 0,4 % С (рис. 53, а, сплав 1). Выше точки t1 сталь находится в жидком состоянии и непрерывно охлаждается. В интервале t1®1499 0C из жидкой фазы, состав которой изменяется по ликвидусу АВ, выпадают кристаллы d - феррита. Состав их определяется с помощью коноды по солидусу АН ЖABt1®1499 ® d-ФAH; С = 2 – 2 + 1 = 1, t ¹ const. При кристаллизации выделяется теплота, на участке кривой t1 ® 1499 0C охлаждение сплава замедляется. При температуре 1499 0C происходит трехфазное перитектическое превращение; С = 2 – 3 + 1 = 0, t = const. Жидкость состава B взаимодействует с ранее выпавшими кристаллами d - феррита состава Н. В результате образуется новая твердая фаза - аустенит состава J: ЖB+ dH ®АJ Перитектическое превращение в заперитектическом сплаве с 0,4 % С завершается с избытком жидкой фазы. Избыточная жидкость кристаллизуется при непрерывном охлаждении в интервале 1499 0С ® t2 с образованием аустенита. В интервале t2 ® t3 закристаллизовавшийся сплав, имеющий структуру А, непрерывно охлаждается. При температурах t3 ® 727 0С происходит полиморфное превращение, ГЦК решетка перестраивается в ОЦК, т. е. аустенит, состав которого изменяется по линии GS, превращается в феррит (по GP). По мере превращения массовая доля аустенита уменьшается, содержание же углерода в нем увеличивается. Образующаяся решетка феррита (ОЦК) при данных температурах энергетически более выгодна, чем аустенита (ГЦК), и при перестройке решеток выделяется теплота, поэтому сплав на участке t3 ® 727 0С охлаждается замедленно. При 727 0С происходит трехфазное эвтектоидное превращение (изотерма PSK на кривой охлаждения) АS ®ФP + ЦK, когда из аустенита, непревращенного в феррит, образуется перлит (Ф + Ц). В процессе дальнейшего охлаждения сплава из феррита выделяется ЦIII, наслаивающийся на цементите перлитном. Структура охлаждающейся стали при температурах ниже 727 0С - Ф + П. Массовые доли (%) феррита и перлита как структурных составляющих стали с допустимой погрешностью могут быть определены по правилу отрезков. Например, при 600 0С Ф = (0,8 – 0,4) /(0,8 – 0,01) . 100 » 50. Массовая доля феррита как фазы, существующей вместе с цементитом, Ф = (6,67 – 0,4) /(6,67 – 0,01) . 100 » 94. Остальные 6 % приходятся на долю другой фазы - цементита. Таким образом, структура медленно охлажденной стали, содержащей 0,4 % С, состоит из 50 % феррита и 50 % перлита (согласно фазовому анализу, 94 % Ф + 6 % Ц). Диаграмма стабильного равновесия, обозначенная на рис. 54 пунктиром, отображает возможность образования высокоуглеродистой фазы - графита - на всех этапах процесса структурообразования в сплавах с повышенным содержанием углерода. В интервале температур ликвидус D'C' - солидус C'F' из жидкости выделяется графит. При эвтектической температуре 1153 0С (изотерма Е'С'F') жидкость состава С' затвердевает с образованием графитной эвтектики (АЕ' +Г). В интервале температур Е'С'F' - Р'S'К' из-за уменьшения растворимости углерода в аустените (линия Е'S') выделяется графит. При эвтектоидной температуре (tР'S'К' = 738 0С) содержание углерода в аустените достигает 0,7 % (S') и аустенит распадается на феррит и графит. Таким образом, при охлаждении сплавов, содержащих 2,14...6,67 % С, формируется структура, состоящая из феррита и графита. 4.2. Углеродистые стали При общем объеме производимых в России сталей (около 100 млн. т) на долю углеродистых сталей приходится более 80 %. Это связано с тем, что они обеспечивают удовлетворительное сочетание эксплуатационных свойств с хорошей технологичностью, т.е. относительно малыми затратами при обработке давлением, резанием и сварке. Кроме того, эти стали относительно дешевы. Промышленные стали не являются просто бинарными сплавами системы Fe – C. Кроме этих двух элементов в них всегда присутствуют примеси (Р, S, О, N, Н и др.), содержание которых колеблется от десятых и сотых до тысячных долей процента и зави­сит от способа выплавки стали (мартеновский, конвер­терный и др.). Кроме того, в сталях всегда имеются со­путствующие металлические элементы, содержащиеся в исходных шихтовых материалах (Сr, Ni, Сu и др.), а также элементы-раскислители (Мn, Si, Аl и др.), спе­циально вводимые в сталь для снижения содержания кислорода. 4.2.1. Влияние состава и постоянных примесей на свойства сталей Как углерод, так и вышеуказанные примеси, оказывают значительное влияние на физико-механические и техно­логические свойства сталей. При увеличении содержа­ния углерода возрастает прочность, но снижается плас­тичность. Марганец, кроме раскисляющего действия, по­вышает прочность сталей в горячекатаном состоянии и снижает вызываемую присутствием серы краснолом­кость (появление трещин и разрывов при горячей про­катке). Кремний, упрочняя сталь, снижает ее пластич­ность. Фосфор, при повышенном содержании в сталях (до 0,05…0,06 %), образует фосфиды и снижает плас­тичность, вязкость и повышает порог хладноломкости. Элементы, повышающие прочность, например марганец и кремний, ухудшают обрабатываемость сталей резани­ем (допустимые скорости резания, стойкость инструмен­та, чистоту обрабатываемой поверхности). Наличие ди­сперсных частиц, например оксидов, нитридов и других соединений, улучшает обрабатываемость. Хорошей об­рабатываемостью обладают и стали с повышенным со­держанием серы и фосфора (до 0,1…0,2 %). Штампуемость сталей также ухудшается при повы­шении прочности стали, особенно предела текучести. Обычно способность сталей к штампуемости оценивают отношением s0,2/sВ. Для сталей глубокой вытяжки это отношение должно находиться в пределах от 0,65 до 0,7. Такими свойствами обычно обладают стали, содержащие около 0,08 % C, до 0,4 % Mn и не более 0,03 % Si. Сле­дует отметить, что большое влияние на штампуемость оказывает величина зерна (оптимальным является 6…8 балл). Неметаллические включения (оксиды, сульфиды, фос­фиды) создают в сталях области повышенных микронапряжений и снижают ударную вязкость сталей, усталостные и другие характеристики, Но в отличие от боль­шинства перечисленных неметаллических включений, повышающих порог хладноломкости, сульфиды могут снижать порог хладноломкости за счет измельчения зер­на (явление сульфидного эффекта). Водород при повы­шенных количествах скапливается в микрообъемах внут­ри стальных изделий, создает высокие давления и вызы­вает образование внутренних трещин (флокенов). 4.2.2 Классификация и маркировка углеродистых сталей Углеродистые стали принято классифицировать по со­ставу, назначению, структуре, качеству и раскисленности. Классификация по структуре (доэвтектоидные, эвтектоидные, заэвтектоидные) была рассмотрена при анализе диаграммы состояний системы Fe - С. По составу углеродистые стали в зависимости от со­держания углерода делятся на три группы: 1) низкоуг­леродистые - с содержанием углерода до 0,3 %; 2) среднеуглеродистые - до 0,7% углерода; 3) высокоуглеродистые - больше 0,7 % углерода. По назначению - это конструкционные, машинострои­тельные и инструментальные. По качеству стали классифицируют на обыкновенного качества, качественные и высококачественные, в зависимости от содержания примесей. Если содержание серы находится в пределах 0,04…0,06 %, а фосфора от 0,04 до 0,08 %, то стали относят к обыкновенному качеству. Если же содержание серы и фосфора меньше и находится в пределах 0,03…0,04 %, то такие стали относят к качественным. При содержании примесей в пределах, как правило, меньших 0,03 %, по­лагают, что стали обладают высоким качеством. Под ка­чеством стали понимают совокупность свойств, завися­щих от способа ее производства. В зависимости от тре­бований, предъявляемых к составу и свойствам стали, углеродистые стали делятся на ряд групп. Стали обыкновенного качества (ГОСТ 380-71) являются конструкционными, в равновесном состоянии имеют феррито-перлитную структуру. В зависимости от назначения они подразделяются на три группы: группа А - поставляемые по механическим свойствам (Ст0, Ст1, Ст2, Ст3, Ст4, Ст5 и Ст6) для изготовления изделий не подвергаемых горячей обработке; группа Б - поставляемые по химическому составу (БСт0, БСт1, БСт2, БСт3, БСт4, БСт5, БСт6) для изделий подвергаемых горячей обработке; группа В - поставляемые по механическим свойствам и химическому составу (ВСт0, ВСт1, ВСт2, ВСт3, ВСт4, ВСт5) для изготовления сварных конструкций. Буквы Ст в марке означают “сталь обыкновенного качества”, а цифры - условный номер стали в зависимости от нормируемых показателей. Чем больше условный номер стали, и тем больше в ней содержание углерода и тем выше ее прочность. Буквы кп, пс, сп, стоящие за цифрой, указывают степень раскисления стали (кипящая, полуспокойная, спокойная). Из спокойных сталей наиболее полно удален кислород. В термически упрочненном состоянии они обладают высокой вязкостью и сохраняют ее до - 500 С. Цифра в конце марки стали, например Ст4сп2, означает категорию стали. Чем выше категория стали, тем больше число нормируемых показателей (химический состав, временное сопротивление растяжению, предел текучести, относительное удлинение, предел прочности при изгибе в холодном состоянии, ударная вязкость при температурах + 20 0С, - 20 0С и др.). Стали обыкновенного качества являются сталями общего назначения и используются для изготовления проката различного профиля, листовой стали, крепежных деталей и другой продукции. Стали качественные конструкционные (ГОСТ 1050-74) содержат не более 0,035 % фосфора, не более 0,04 % серы, 0,05...0,6 % углерода и выпускаются следующих марок: 05кп, 08кп, 08пс, 0,8, 10кп, 10пс, 10, 15кп, 15пс, 15, 20кп, 20пс, 20, 25 и т.д. Двузначные цифры в марке качественной конструкционной стали означают среднее содержание в ней углерода в сотых долях процента. Данные стали обладают высокой пластичностью и свариваемостью. Они могут быть использованы без упрочняющей термической обработки (прокат в состоянии поставки) или после упрочняющей термической или какой-либо другой обработки. Стали 05кп, 08кп, 08, 10 идут на изготовление изделий сложной конфигурации получаемых методом холодной листовой и объемной штамповки. Из сталей 15кп, 15, 20 изготавливают болты, гайки, винты, пальцы, валки, оси, крюки, шпильки и другие детали неответственного назначения. Часто детали из этих сталей работают в условиях износа и поэтому подвергаются поверхностному упрочнению цементацией или нитроцементацией. Стали 30, 35, 40, 45 применяют для изготовления деталей с высокой прочностью и вязкостью сердцевины (оси, валики, винты, шайбы, втулки, коленчатые валы, тяги, шатуны и др.). Высокоуглеродистые стали марок 65, 70, 75, 80, 85 идут на изготовление деталей работающих в условиях трения и вибрационных нагрузок: прокатные валки (сталь 60), крановые колеса (сталь 60), диски сцепления и выпускные клапаны компрессоров (сталь 85), а также пружины и рессоры небольшого сечения (ГОСТ 15759-79). Углеродистые качественные конструкционные стали в зависимости от условий эксплуатации деталей подвергают нормализации, закалке с последующим отпуском, поверхностной закалке с нагревом ТВЧ с отпуском или без него (ГОСТ 1050-74, ГОСТ 15759-79). Углеродистые инструментальные стали (ГОСТ1435-74) выпускают качественными (У7, У8, У8Г, У9, У10, У11, У12, У13) с содержанием серы не более 0,03% и фосфора не более 0,035 % и высококачественными (У7А, У8А, У9А, У10А, У11А, У12А, У13А) с содержанием серы не более 0,02% и фосфора не более 0,03 %. Буква У в марке стали означает - углеродистая инструментальная сталь, буква А в конце марки стали означает, что она высококачественная. Цифра показывает содержание углерода в десятых долях процента. Доэвтектоидная сталь У7 и эвтектоидные стали У8 и У8А обладающие наибольшей пластичностью в данной группе сталей идут на изготовление молотков, стамесок, долот, зубил, штампов и других инструментов, работающих в условиях ударных нагрузок. Стали У10, У11, У11А идут на производство резцов, фрез, сверл, метчиков и другого режущего инструмента для обработки мягких материалов, а также для измерительных инструментов. Из сталей У12, У13, У13А изготавливают инструмент повышенной твердости, работающий без ударных нагрузок (напильники, надфили, рашпили и др.). Для массового изготовления резанием на станках-автоматах деталей несоответственного назначения, в основном крепежных (шайбы, болты, гайки, шпильки и др.), применяют низкоуглеродистые стали (0,08...0,45 % С) с повышенным содержанием серы (0,05...0,3 %), фосфора (0,05...0,16 %) и часто марганца (0,6..1,55 %). Такие стали называют автоматными. Обогащение границ зерен феррита фосфором, а также образование хрупких включений MnS по границам зерен стали облегчает резание, способствует дроблению и легкому отделению стружки. При использовании таких сталей увеличивается стойкость режущего инструмента и улучшается качество обработанных поверхностей. Автоматные стали маркируют А11, А12, А20, А30, А40Г (ГОСТ 1414-75). В марке стали буква А указывает, что сталь автоматная, цифры показывают среднее содержание углерода в сотых долях процента. В автоматные стали специально добавляют селен (0,04…0,10 %), а также свинец (0,15…0,35 %), либо кальций (0,002…0,008 %), и они маркируются, напри­мер, как АС30 (со свинцом) или АЦ20 (с кальцием). 4.3. Легированные стали Легированными называют стали, в которые для измене­ния структуры и свойств, кроме углерода, специально вводят в заданных концентрациях другие элементы Ni, Co, Cr, V, Mo, W и др.), получившие название легирую­щих. Легирующие элементы могут образовывать с желе­зом твердые растворы, растворяться в цементите (заме­щая в решетке атомы железа), либо могут образовывать специальные карбиды, т. е. карбиды, имеющие отличную от цементита кристаллическую решетку, и химическую формулу, а также могут образовывать интерметалличе­ские соединения. К числу наиболее часто используемых легирующих элементов относятся Cr, Mo, Ni, Co, V, Ti, W, Zr, Nb, а также Мn и Si, если их содержание превышает обыч­ное для углеродистой стали. В результате легирования изменяются механические, технологические и физические свойства стали. Изме­нение свойств стали при ее легировании определяется влиянием легирующих элементов, как на свойства фаз, так и на условия протекания фазовых превращений. 4.3.1. Влияние легирующих элементов на полиморфные превращения в железе Легирующие элементы при растворении в железе обра­зуют твердые растворы замещения и поэтому смещают положения точек A3 и A4, определяющих температурную область существования a - и g - фаз. По влиянию на по­ложение точек полиморфного превращения железа, леги­рующие элементы можно разделить на две группы: 1) элементы, понижающие точку A3 и повышающие A4, т. е. расширяющие область существования g - фазы и сужающие a - область. Рис. 58. Схемы диаграмм состояния Fe c Mn, Ni, Cu (а) и с Cr, W, Si, Mo, V, Ti, Ta, Nb, Zr (б) К числу этих элементов относятся никель и марганец. На рис. 58, а приведена диаграмма, характерная для сплавов железа с легирующими элементами этой груп­пы. Из диаграммы видно, что если концентрация леги­рующего элемента выше точки, отмеченной на диаграм­ме точкой Х1, то во всей области температур сплавы будут иметь g - структуру. Такие сплавы называют аустенитными. Если в сплавах происходит частичное превра­щение a ® g, то их называют феррито-аустенитными. К числу элементов, которые расширяют g - область отно­сятся также медь, углерод и азот. Но в этом случае од­нофазная область существования g - фазы не наблюдается, и диаграммы относятся к типу диаграмм с эвтектоидной точкой, ниже которой g - фаза не существует; 2) легирующие элементы, которые повышают точку A3 и сни­жают A4. Это приводит к замыканию области существо­вания g - фазы (рис. 58, б). При содержании легирующего элемента выше концентрации, от­меченной буквой Y1 на оси абсцисс, сплавы во всей температурной об­ласти правее Y1 имеет a - решетку. Такие спла­вы называются ферритными. Если концен­трация легирующего элемента в сплаве та­кова, что может проис­ходить лишь частичное a ® g - превращение, то сплавы этого типа на­зываются полуферритными, например, сплавы, расположенные между точками Y1 и Y0. на рис. 58, б. К числу легирующих элементов второй группы относят­ся Cr, W, Mo, V, Si, Al. К этой же группе относятся бор, цирконий, ниобий, которые способствуют сужению g -области даже при небольших содержаниях этих элементов. Но так как они мало растворяются в железе, то раньше, чем полностью замыкается g - область, образуются двух­фазные сплавы. При введении в сталь одновременно нескольких ле­гирующих элементов их влияние на существование a - и g - областей не всегда суммируется. Более того, их влияние может быть противоположным тому, которое проявляется в двойном сплаве. Так хром при введении его одновременно с никелем не сужает, а расширяет g - область. Углерод чаще всего повышает растворимость легирующих элементов в g - твердом рас­творе. Он повышает устойчивость аустенита до более низких температур, а также смещает линии a ® g -превращений в сторону меньших содержаний легирующего элемента. Смещение линий (GS, SЕ и др.) при легировании приводит к смещению эвтектоидной концентрации угле­рода (т.е. точки S на диаграмме Fе - С) и предельной растворимости углерода в g - Fe (точка Е). Такие легирующие элементы как Ni, Со, Si, W, Сr, Мn снижа­ют предельную растворимость углерода (точку Е) и сдвигают эвтектоидную точку (S) в сторону меньших концентраций углерода. Такие элементы, как Ti, V, Nb, наоборот, повышают концентрацию углерода, соответст­вующую эвтектоидной. Это связано с изменением и со­ставом карбидов и феррита в эвтектоиде. 4.3.2. Влияние легирующих элементов на свойства феррита и аустенита В феррите обычно содержатся такие легирующие эле­менты, которые повышают предел прочности, не изменяя в заметной степени плас­тических характеристик (рис. 59). Исключение составляют лишь марганец и кремний, которые при их содержании, превышающем 2,5 % снижают пластичность феррита. В тоже время, именно кремний и марганец, а также никель наиболее сильно упрочняют феррит. Следует отметить, что при введении легирующих элементов в сталь они, упрочняя феррит, снижают ударную вязкость ста­ли, а при содержании больших 1…2 % повышают пре­дел хладноломкости. Лишь при легировании никелем упрочнение феррита одновременно сопровождается не только повышением ударной вязкости, но и снижением порога хладноломкости. Рис. 59. Влияние легирующих элементов на механические свойства феррита Стали, легированные хромом, марганцем и никелем при быстром охлаждении из g - области, претерпевают мартенситное превращение. Если же в стали сохраняется и феррит (при не слишком быстром охлаждении), то его твердость при этом увеличивается до 2000 НВ. Повышение твердо­сти феррита вызывается фазовым наклепом, поскольку превращение аустенита в феррит происходит с измене­нием объема и его деформацией. При легировании сталей вольфрамом и молибденом в процессе закалки не происходит полного превращения аустенита в мартенсит и такие стали при закалке упроч­няются в соответствии со степенью протекания мартенситного превращения. Но легирующие элементы повы­шают прочность аустенита при нормальной и повышен­ной температурах. Упрочнение аустенитных сталей легко достигается в результате пластической деформации. 4.3.3. Влияние легирующих элементов на образование и состав карбидной фазы По типу взаимодействия с углеродом, растворенным в железе, легирующие элементы делятся на графитизирующие - Si, Al, Cu, нейтральные - Со, Ni, которые в стали не образуют карбидов, но и не вызывают графитизации; и карбидообразующие - Fе, Мn, Сr, Мо, W, Nb, V, Zr, Тi (элементы расположены в порядке устойчи­вости их карбидов). Если в стали имеется несколько легирующих элемен­тов, то сначала образуется наиболее устойчивый кар­бид: например в стали, содержащей элементы Сr, Мо и V, наиболее стойким является карбид ванадия. Если таких карбидообразующих элементов как Мn, Сr, Мо, W в стали мало, то они собственных карбидов не обра­зуют, а растворяются в цементите. Состав цементита тогда записывается формулами типа (Fе, Мn)3С или (Fе, Сr)3С и т.д. Марганец может заместить в решетке цементита все атомы железа, хром только 25 % (ат.), молибден лишь около 3 % (ат.), а вольфрам всего 0,8…1,0 % (ат.). Если содержание хрома, молибдена или вольфрама в стали выше определенных концентраций, то при наличии в стали углерода эти элементы образу­ют специальные карбиды. Такие карбидообразующие элементы как Ti, V, Nb, Zr в цементите практически не растворяются, а образуют свои специальные карбиды. Так, в хро­мистых сталях, если содержится не выше 2 % Сr, то об­разуется легированный цементит - (Fе, Сr)3С, при бо­лее высоком содержании хрома - специальный карбид (Сr, Fe)7С3, а в высокохромистых сталях (при содержа­нии более 10…12 % Сr) -специальный карбид (Сr, Fе) 23С6. Если в стали содержатся значительные ко­личества вольфрама и молибдена, то они образуют слож­ные карбиды типа Fе3Мо3С, Fе3W3С (иногда образуются карбиды Fе2Мо2С и Fе2W2С. Многие из специальных карбидов способны раство­рять железо: например, в карбиде Cr7C3 растворяется до 55 % Fе и образуется карбид (Сr, Fе)7C3. В карбиде Cr23C6 растворяется до 35 % Fе и образует­ся карбид (Сr, Fе) 23C6. Все карбиды в легированных сталях делятся на две группы: карбиды со сложными решетками - M3С, M7C3, M23C6, M6C легко растворяющиеся в аустените при на­греве стали и карбиды типа МС с простой кубической решеткой или карбиды типа M2C с гексагональной ре­шеткой. Эти карбиды при нагреве почти не растворяют­ся в аустените. Поскольку карбиды являются очень проч­ными фазами, то от их дисперсности и объемной доли зависит твердость и прочность стали. Если количество легирующих элементов в стали очень велико, то они могут образовывать с железом интерметалли­ческие соединения, например, такие как Fe7Mo6, Fe7W6, Fe3Nb2, Fe3Ti. К числу интерметаллических соединений относятся и фазы Лавеса - (Fe2Nb, Fe2W, Fe2Mo, Fe2Ti и др.). Многие из интерметаллических соединений ока­зывают благоприятное воздействие на упрочнение стали, когда они выделяются в процессе старения. Но к числу интерметаллических соединений относятся и нежела­тельные, вызывающие охрупчивание сталей. Например, s - фаза состава FeCr, присутствующая в хромистых ста­лях, а также c - фаза типа Fe3CrMo, появляющаяся в сплавах Fе - Сr - Мо с содержанием 8 - 27 % Сr и более 5 % Мо. В присутствии никеля c - фаза выделяется при меньшем содержании молибдена (при 2…3 %). 4.3.4. Структурные классы легированных сталей в условиях равновесия По структуре, формирующейся в условиях равновесия, легированные стали как и нелегированные могут быть доэвтектоидными, эвтектоидными и заэвтектоидными. Тем не менее, исходя из структуры, стали делят не на 3, а на 6 классов: перлитный, аустенитный, ферритный, полуферритный, полуаустенитный и ледебуритный (рис. 60). Рис. 60. Классификация сталей в отожженном состоянии по структурным классам в тройной диаграмме состояния железо - углерод - легирующий элемент: а - легирующий элемент сужает g - область; б - легирующий элемент сужает a - область В перлитный класс объединяются стали, содержащие перлит. Это как доэвтектоидные, так и эвтектоидные и заэвтектоидные стали. В отличие от обычных сталей, среди легированных сталей выделяют так называемые ледебуритные стали, которые в литом состоянии содер­жат эвтектику, одной из составляющих которой являют­ся карбиды (объемная доля их достигает до 30 - 35 %). По структуре ледебуритные стали следовало бы рассмат­ривать как белые чугуны. Но, так как эти сплавы содержат меньше 2 % С и их можно ковать, то их относят к сталям. Легированные стали ферритного класса образуются при относительно низком содержании углерода и боль­ших содержаниях легирующих элементов, ограничиваю­щих область существования аустенита и расширяющих область существования феррита (Si, Cr, W, Mo, V). При всех температурах структура таких сталей состоит из легированного феррита, иногда с небольшим содержани­ем карбидов. Аустенитные стали получают при высоком содержа­нии таких легирующих элементов как Ni и Мn. Однако часто структура сталей, содержащих эти элементы, со­стоит из смеси феррита и аустенита. Стали, имеющие такую структуру, относят к феррито-аустенитным, или к аустенито-ферритным, в зависимости от того, какая фаза преобладает. Легированные стали применяют в качестве конструк­ционных, инструментальных и коррозионностойких, а так­же подшипниковых и специального назначения. 4.3.5. Маркировка легированных сталей При расшифровке различных марок легированных ста­лей следует иметь в виду, что их всегда выпускают ка­чественными и высококачественными. Поэтому в маркировке имеются, как правило, двухзначные цифры, стоя­щие первыми и обозначающие содержание углерода в сотых долях процента. Для высокоуглеродистых марок инструментальных сталей используют однозначные циф­ры, указывающие содержание углерода в десятых долях процента. Легирующие элементы обозначены буквами: А - азот; Б - ниобий; В - вольфрам; Г - марганец; Д - медь; Е - селен; К - кобальт; Н - никель; М - молибден; П - фосфор; Р - бор; С - кремний; Т - ти­тан; Ф - ванадий; Х - хром; Ц - цирконий; Ч - редко­земельные металлы (РЗМ); Ю - алюминий. Цифры, стоящие после букв, означают примерное со­держание легирующего элемента в целых процентах. Если же цифра в маркировке отсутствует, то это означа­ет, что содержание элемента может достигать 1…1,5 %. Для элементов, сильно действующих на структуру и свойства (N, В, V, Ti, Zr и др.), их присутствие в стали указывают в маркировке, да­же если их содержание составляет сотые или тысячные доли процента. Высокая стоимость легированных сталей обусловли­вает повышенные требования к содержанию в них «вред­ных» примесей. Поэтому для легированных сталей бук­ву А, означающую принадлежность к высокому качест­ву, ставят в конце марки при значительно меньших содержаниях серы, фосфора и некоторых других приме­сей. 4.4. Чугуны Чугунами называют железоуглеродистые сплавы, содержащие более 2,14 % углерода. В машиностроении чугун является одним из основных литейных материалов, прежде всего из-за хороших литейных свойств. Он не подвергается обработке давлением. Главным фактором, определяющим свойства, а, следовательно, и область использования чугуна, является его структура, которая может быть весьма разнообразной. По структуре чугуны делят на белые (БЧ), серые литейные (СЧ), ковкие (КЧ) и высокопрочные (ВЧ). Серыми литейными называют чугуны, в структуре которых высокоуглеродистой фазой является графит пластинчатой формы (ПГ, рис. 61). В ковких чугунах графит имеет хлопьевидную (ХГ) форму (рис. 62), в высокопрочных - шаровидную (ШГ, рис. 63). Включения графита располагаются в металлической основе (матрице), которая может быть ферритной, перлитной или ферритно-перлитной. Рис. 61. Микроструктура серого литейного ферритного чугуна. Х 200 Рис. 62. Микроструктура ковкого перлитного чугуна. Х 200 Белые чугуны имеют белый блестящий излом, подобно сталям кристаллизуются по диаграмме метастабильного равновесия системы Fe - Fe3C (см. рис. 53). В них практически весь углерод находится в химически связанном состоянии в виде цементита. Белые чугуны подразделяются на доэвтектические, эвтектические и заэвтектические. Доэвтектические белые чугуны содержат 2,14...4,43 % углерода. Они состоят из перлита (Ф + Ц) и ледебурита (П + Ц). Перлит имеет дендритное строение, которое он наследует от аустенита первичного, кристаллизующегося из жидкости и затем превращающегося в перлит (при 727 0С). Основой структуры является эвтектика - ледебурит, состоящая из цементита и расположенного в нем перлита сравнительно высокой дисперсности (рис. 64). Белый эвтектический чугун содержит 4,43 % углерода. Его структура (рис. 65) - ледебурит (П + Ц). Рис. 63. Микроструктура высокопрочного феррито-перлитного чугуна. Х 200 Рис. 64. Микроструктура белого доэвтектического чугуна: перлит, ледебурит и цементит вторичный. Х 200 3аэвтектические белые чугуны являются сплавами с повышенным содержанием углерода (более 4,43 %), имеют структуру Л(П + Ц) + ЦI (рис. 66). В матрице ледебурита расположены крупные пластинчатые кристаллы цементита первичного. Массовые доли фаз и структурных составляющих чугунов могут быть определены с помощью правила отрезков. Применив его, можно убедиться, что относительное содержание твердой и хрупкой фазы - цементита возрастает с повышением содержания углерода в сплаве. Например, в структуре белого чугуна с 3 % С находится около 45 % цементита и 55 % феррита, в чугуне с 4,43 % С доля цементита возрастает до 66 %. Из-за большого содержания цементита белые чугуны имеют повышенную хрупкость и низкие показатели механических свойств. Рис. 65. Микроструктура белого эвтектического чугуна: ледебурит. Х 200 Рис. 66. Микроструктура белого заэвтектического чугуна: ледебурит и цементит первичный. Х 200 Поэтому в качестве конструкционных материалов их применяют редко, используя только для изготовления деталей, работающих в условиях повышенного абразивного изнашивания (детали гидромашин, пескометов и др.). Для увеличения износостойкости белые чугуны легируют хромом, ванадием, молибденом и другими карбидообразующими элементами. Если отливку из белого доэвтектического чугуна подвергнуть специальному графитизирующему отжигу, структура чугуна изменится, и он приобретет высокую прочность и удовлетворительную пластичность. Такой отожженный чугун называется ковким (но ковать его нельзя!). При выборе режимов термической обработки чугуна, в том числе и режима графитизирующего отжига, необходимо помнить о существовании двух диаграмм состояния железоуглеродистых сплавов - метастабильного и стабильного, т. е. учитывать, что эвтектоидное (и эвтектическое) превращение в чугунах происходит в интервале температур А1 ® А1¢. Величина этого интервала и его расположение относительно равновесной температуры (tPSK) определяются химическим составом чугуна. Отжиг белого чугуна основан на метастабильности цементита и обычно ведется по графику, показанному на рис. 67. Рекомендуемый химический состав заливаемого в формы сплава следующий: 2,4...2,9 % С; 1,0...1,6 % Si; 0,3...1,0 % Мn. Содержание углерода и кремния подбирается из расчета Si + С £ 3,8 %. При таком составе сплава и ускоренном охлаждении (для этого толщина стенок отливки не должна превышать 20 мм, в отдельных случаях 50 мм) в отливке формируется структура белого доэвтектического чугуна П + Л(П + Ц) + ЦII. После охлаждения отливку отжигают. Рис. 67. График отжига на ковкий чугун Графитизирующий отжиг состоит обычно из двух стадий. Первую рекомендуется проводить при 950...1050 0С. При более высоких температурах возможно оплавление отливок, расположенных вблизи от нагревателей, что недопустимо. Длительность первой стадии отжига подбирается в каждом конкретном случае такой, чтобы весь цементит, находящийся в структуре отливки (А+ Ц), распался на А + ХГ. Металлическая основа чугуна формируется на второй стадии отжига при эвтектоидном превращении. В случае непрерывного охлаждения отливки в области эвтектоидной температуры аустенит превращается в перлит пластинчатый. Получается ковкий чугун с перлитной металлической основой (рис. 62). Он обладает высокими твердостью (НВ = 2350...3050 МПа) и прочностью (sB = 650...800 МПа) в сочетании с небольшой пластичностью (d = 3,0...1,5 %). Для повышения пластичности при сохранении достаточно высокой прочности проводится непродолжительная (2...4 ч) изотермическая выдержка чугуна или замедленное охлаждение при температурах 690...650 0С. Это вторая стадия отжига, представляющая собой в данном случае отжиг на зернистый перлит. Перлит пластинчатый переходит в перлит зернистый путем сфероидизации (округление) пластин цементита. Наряду с ковким чугуном с металлической основой - зернистый перлит широко распространен в машиностроении ковкий ферритный чугун, характеризующийся высокой пластичностью (d = 10...12 %) и относительно низкой прочностью (sB = 370...300 МПа). Ферритная основа чугуна образуется при очень медленном прохождении интервала 760...720 0С или в процессе изотермической выдержки при 720...700 0С. Здесь аустенит и цементит, в том числе и цементит перлита, если перлит успел образоваться, распадаются на Ф + ХГ. Продолжительность отжига в целом составляет 20...40 ч (при этом длительность второй стадии примерно в 1,5 раза больше, чем первой). Для сокращения продолжительности отжига белого чугуна на ковкий, что экономически целесообразно, используют ряд приемов. Чтобы ускорить распад цементита, первую стадию отжига проводят при повышенных температурах (1000...1050 0С). Процесс графитообразования облегчается при введении в расплав чугуна перед его разливкой по формам небольших доз некоторых элементов (модифицирование), создающих дополнительные искусственные центры образования графита. Например, при производстве тонкостенного литья с толщиной стенки h < 20 мм вводят алюминий из расчета 0,015... 0,025 % от массы сплава. В случае толстостенного литья (h до 50 мм) вводят бор (0,001...0,003 %). Образующиеся тугоплавкие высокодисперсные оксиды Аl2O3 и нитриды АlN, ВN являются центрами кристаллизации графита. В качестве таких центров могут выступать и другие элементы (висмут, теллур, титан). Чугун с модифицирующими добавками называется модифицированным. Для получения в модифицированном КЧ перлитной основы рекомендуется увеличивать содержание марганца до 1,2 %, хрома и некоторых других элементов. Марганец (хром), растворяясь в цементите, повышает его устойчивость к распаду на Ф и ХГ в области эвтектоидных температур. Для получения ферритно-перлитной основы продолжительность второй стадии отжига сокращают. Согласно ГОСТ 1215 - 79, выпускаются следующие марки ковких чугунов: КЧ30-6, КЧ33-8, КЧ35-10, КЧ37-12, КЧ45-7, КЧ50-5, КЧ55-4, КЧ60-3, КЧ65-3, КЧ70-2, КЧ80-1,5. Первые две цифры в обозначении марки соответствуют минимальному пределу прочности при растяжении (sB, кгс/мм2), цифры после тире - относительному удлинению при растяжении (d, %). Первые четыре марки, имеющие повышенные значения d, относятся к ферритным чугунам, все последующие - к перлитным. Перечень литых изделий из КЧ весьма разнообразен - пробки, гайки, втулки, фланцы, кронштейны, ступицы, тормозные колодки, коленчатые валы и др. Толщина их стенок составляет 3...50 мм, масса деталей - от нескольких граммов до нескольких тонн. Существенным недостатком технологического процесса получения КЧ является длительный отжиг отливок и ограничение толщины их стенок (до 50 мм). В массивных отливках в результате замедленного охлаждения при первичной кристаллизации возникает пластинчатый графит (ПГ), который снижает прочность и пластинчатость металлической основы чугуна. Структура серого литейного чугуна (см. рис. 61) формируется непосредственно при кристаллизации его в отливке в соответствии с диаграммой стабильного равновесия системы Fe – С (рис. 54). Характер структурообразования при эвтектическом превращении определяется, прежде всего, содержанием углерода и кремния в сплаве, а также скоростью охлаждения. Установлено, что чем больше углерода и кремния в сплаве и чем ниже скорость его охлаждения, тем выше вероятность кристаллизации по диаграмме стабильного равновесия с образованием графитной эвтектики. Обычно в серых чугунах содержится 3,0...3,7 % С; 1,2...2,6 % Si. Содержание элементов (%) подбирают так, чтобы C + Si/3 = 4,3. При удовлетворении этого условия чугун получается эвтектическим и обладает хорошими технологическими свойствами (жидкотекучесть, малая усадка, незначительный пригар металла к форме и др.). Высокое содержание кремния в сером чугуне объясняется тем, что кремний является сильным графитообразующим элементом. Растворяясь в аустените, кремний способствует уменьшению растворимости углерода в нем. В результате жидкая фаза обогащается углеродом, и процесс образования графита облегчается. При низком содержании углерода и кремния чугун модифицируют графитизирующими добавками (алюминий, кальций, церий). При медленном охлаждении сплав не переохлаждается до эвтектической температуры (tECF на диаграмме метастабильного равновесия, см. рис. 53), и расплав кристаллизуется по диаграмме стабильного равновесия с образованием графитной эвтектики ЖC¢ tE¢C¢F¢® АE¢ + ПГ Если же появляется некоторое количество цементита (Ж ® А+ПГ+Ц), то он при наличии кремния теряет устойчивость и быстро распадается с образованием А+ ПГ. Металлическая основа серых чугунов, как и ковких, формируется из аустенита при эвтектоидном распаде. Образование перлита (диаграмма метастабильного состояния, область tPSK) происходит легко, в сравнительно короткий промежуток времени. Получается серый литейный чугун на перлитной металлической основе. Формирование же феррита, т. е. распад аустенита по диаграмме стабильного состояния АS¢ tP¢S¢K¢® ФP¢ + ПГ, протекает крайне инертно и только около имеющихся пластин графита. Вокруг ПГ образуется ферритная оторочка той или иной ширины. Получается серый литейный чугун с ферритно-перлитной металлической основой. Для получения серого ферритного литейного чугуна (рис. 61) оставшийся перлит устраняется путем изотермической выдержки при 690...650 0С, цементит перлита распадается на Ф + ПГ. В этом случае чугун необходимо модифицировать. При конструировании деталей машин следует учитывать, что серые чугуны работают на сжатие лучше, чем на растяжение. Они мало чувствительны к надрезам при циклическом нагружении, хорошо поглощают колебания при вибрациях, обладают высокими антифрикционными свойствами из-за смазывающей способности графита. Серые чугуны хорошо обрабатываются резанием, дешевы и просты в изготовлении. Согласно ГОСТ 1412 - 85, отливки изготавливают из чугуна следующих марок: СЧ10, СЧ15, СЧ18, СЧ20, СЧ25, СЧ30, СЧ35. Цифры в обозначении марки соответствуют минимальному пределу прочности при растяжении (sB, кгс/мм2). Чугун СЧ10 - ферритный, СЧ15, СЧ18, СЧ20 - ферритно-перлитные, начиная с СЧ25 - перлитные. Из ферритно-перлитных чугунов в автомобилестроении изготавливают картеры, тормозные барабаны, крышки и др.; из перлитных - блоки цилиндров, гильзы, маховики и др. В станкостроении серый чугун является основным конструкционным материалом (станины станков, столы и верхние салазки, шпиндельные бабки, колонки, каретки и др.). Для производства деталей с толщиной стенок менее 100 мм рекомендуются чугуны СЧ28, СЧ30, более 100 мм - СЧ35. Из серого чугуна, содержащего фосфор (0,5 % Р), изготавливают художественные изделия. В настоящее время наблюдается тенденция к замене ковкого чугуна высокопрочным чугуном с графитом шаровидной формы (ШГ), который в меньшей степени ослабляет металлическую основу, чем графит хлопьевидной и, тем более, пластинчатой форм (рис. 63). Такой чугун получают модифицированием (микролегированием) жидкого чугуна присадками (0,1...0,5 % магния, 0,2...0,3 % церия, иттрия и некоторых других элементов). При этом перед вводом модификаторов необходимо снизить содержание серы до 0,02...0,03 % (против 0,1...0,15 % в СЧ и КЧ), что существенно сдерживает широкое внедрение высокопрочного чугуна в производство. Рекомендуемый химический состав высокопрочного чугуна (2,7...3,7 % С; 0,5...3,8 % Si)) выбирается в зависимости от толщины стенки отливки (чем тоньше стенка, тем больше углерода и кремния). Часто в структуре отливок образуется ледебурит. В этом случае их подвергают высокотемпературному графитизирующему отжигу подобно белому чугуну, для разложения цементита. Продолжительность отжига чугуна с графитом шаровидной формы значительно меньше продолжительности отжига белого, так как в ВЧ содержание графитизирующих элементов (углерода, кремния) более высокое. Согласно ГОСТ 7293 - 85, отливки изготавливают из высокопрочного чугуна следующих марок: ВЧ35, ВЧ40, ВЧ45, ВЧ50, ВЧ60, ВЧ70, ВЧ80, ВЧ100 (цифры в обозначении соответствуют минимальному пределу прочности при растяжении sВ, кгс/мм2). Высокопрочный чугун обладает хорошими литейными и технологическими свойствами, применяется для замены стальных литых и кованых деталей (коленчатые и распределительные валы, детали зубчатых передач и др.). Для повышения износостойкости деталей из ВЧ применяется азотирование (или азотирование с последующей обдувкой дробью), при котором в поверхностных слоях изделий создаются благоприятные сжимающие напряжения. Рекомендуется также подвергать изделия объемной и поверхностной закалке. Образование мелкоигольчатого мартенсита в закаленном поверхностном слое изделий способствует повышению их износостойкости в три и более раз. Для улучшения прочностных и эксплуатационных характеристик или придания специальных свойств (жаростойкость, коррозионная стойкость и др.) чугуны легируют. Так, жаростойкие чугуны содержат 5...7 % Si (силал), коррозионно-стойкие - 12...18 % Si (ферросилал). Высокой износостойкостью обладают так называемые половинчатые чугуны (ИЧ). В них часть углерода находится в свободном состоянии в виде ШГ или ПГ, часть – в связанном, в виде цементита. К таким чугунам относятся, например, серый чугун марки ИЧНХ2, легированный никелем и хромом, а также чугуны ИЧХНТ, ИЧН1МШ (шаровидный графит). Из этих чугунов отливают детали двигателей внутреннего сгорания (крышки и днища цилиндров, головки поршней и др.). К износостойким относится отбеленный серый чугун (ОЧ), имеющий тонкий поверхностный слой со структурой белого чугуна. Применяется для изготовления отливок прокатных валков, вагонных колес и т. п. Контрольные вопросы к главе 4 1. Что такое феррит, аустенит, перлит, цементит и ледебурит? 2. Ка­кие превращения происходят в сплавах при температурах А1, А2, А3, А4, Асм? 3. Постройте с помощью правила фаз кривую охлаждения для стали с 0,8 % С и для чугуна с 4,43 % С. 4. Каковы структура и свойства технического железа, стали и белого чугуна? 5. В каких условиях выде­ляется первичный, вторичный или третичный цементит? 6. Каково строе­ние ледебурита при комнатной температуре, немного выше эвтектоид­ной температуры 727° С и немного ниже эвтектической температуры 1147° С? 7. Как влияют легирующие элементы на положение критических точек железа и стали? 8. Какие легирующие элементы являются карбидообразующими? 9. Какие легирующие элементы способствуют графитиза­ции? 10. Как влияют легирующие элементы на свойства феррита и аустенита? 11. Как классифицируют легированные стали по структуре в равно­весном состоянии? 12. В чем отличие серого чугуна от белого? 13. Класси­фикация и маркировка серых чугунов. 14. Каковы структуры серых чу­гунов? 15. Как получают высокопрочный чугун? Его строение, свойства и назначение. 16. В чем различие в строении ковкого и модифицирован­ного чугунов? 17. Сравните механические свойства серого, ковкого и вы­сокопрочного чугунов. Глава 5 ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ 5.1. Общие положения Термической обработкой называют процессы теплового воздействия на металлы (нагрев и охлаждение) с целью изменения их структуры и свойств. Это один из самых распространенных в технике и самых эффективных спо­собов изменения структуры и свойств сталей и сплавов, обусловленных протеканием различных фазовых превра­щений. Термическая обработка может быть как промежуточ­ной операцией, предназначенной для улучшения техно­логических свойств (облегчение ковки, штамповки, про­катки), так и окончательной — для обеспечения в мате­риале или изделиях требуемого комплекса свойств. Классификация основных видов термической обра­ботки, используемых на практике, была разработана академиком А. А. Бочваром. Существующие способы ее реализации подразделяются на собственно термическую, термомеханическую (или дефор­мационно-термическую) и химико-термическую. Термическая обработка включает четыре основных вида: отжиг, закалку, отпуск и старение. Принадлежность к тому или иному виду термической обработки определяется не скоростями и уровнем изме­нения температуры при нагреве и охлаждении, а типом происходящих при этом структурных изменений в мате­риале. Отжигом называют вид термической обработки, при которой формируются близкие к равновесным структу­ры материалов, в которых неравновесные состояния воз­никли в результате всех предшествующих видов воздей­ствия (литьё, ковка, прокатка, сварка и т.п.). Существуют два основных типа отжига - отжиг I-го рода, при котором не протекает фазовых превращений, и отжиг II-го рода, сопровождающийся фазовыми пре­вращениями. Закалкой называют процесс, при котором металл, на­гревают до температур, выше температур фазовых пре­вращений и быстро охлаждают для получения неустой­чивых состояний. Отпуском и старением предварительно закаленных сталей и сплавов называют технологические операции, проводимые с целью получения более устойчивых струк­турных состояний. При этом термин отпуск применяют в тех случаях, когда при закалке материал претерпева­ет полиморфные превращения. Старением же называют процесс распада пересыщенных закаленных твердых рас­творов, в которых при закалке полиморфных превращений не происходило. Как правило, этот процесс осущест­вляется при нагреве материала. Деформационно-термическая обработка сочетает в се­бе процессы термической обработки и пластической де­формации. В зависимости от того, когда осуществляют деформацию - до протекания фазового превращения или после, - различают термомеханическую обработ­ку - ТМО (деформация осуществляется до превраще­ния) и механико-термическая - МТO (деформация осу­ществляется после фазового превращения). Химико-термическая обработка сочетает тепловое воздействие с химическим, в результате чего в поверх­ностных слоях изменяется и химический состав и струк­тура. Возможность или невозможность проведения того или иного вида обработки определяется на основании ана­лиза диаграмм состояний. Для выбора вида обработ­ки, обеспечивающей требуемый комплекс свойств, не­обходим учет динамики изменений структуры мате­риалов. Для обоснованного осуществления такого выбора не­обходимо, хотя бы очень кратко, познакомиться с осно­вами теории термической обработки. 5.2. Основы теории термической обработки сталей и сплавов Начало изучения процессов термической обработки свя­зано с открытием в 1868 г. Д. К. Черновым существова­ния критических температур фазовых превращений в сталях. Дальнейший значительный вклад в разработ­ку теории термической обработки сталей внесен отечественными учеными С. С. Штейнбергом, Г. В. Курдюмовым, В. Д. Садовским, а также зарубежными исследователя­ми Бейном, Мелом и др. Основными процессами, рассматриваемыми в теории термической обработки стали, являются фазовые превра­щения. Важнейшими из них являются: превращение перлита в аустенит (П ® А), происходящее при нагреве стали; превращение аустенита в перлит (А ® П) при охлаждении; превращение аустенита в мартенсит (А ® М) при быстром охлаждении (закалке); и, наконец, распад мартенсита при отпуске закаленной стали (этот процесс для углеродистых сталей записывают в виде реакции (М ® А + Ц); где Ц - означает цементит, либо в несколько другой форме, применяемой для описания превращений в легированных сталях (М ® А + К), где К - специальные карбиды. Основные закономерности фазовых превращений, происходящих в так называемых цветных сплавах, в частности старение, рассмотрим в конце данного раздела. 5.2.1. Превращение перлита в аустенит при нагреве и охлаждении (первое основное превращение в стали) Превращение перлита (Ф + Ц) в аустенит (А) происходит путем образования зародышей аустенитной фазы и их последующего роста по рассмотренным выше законам кристаллизации. Указанные зародыши могут образовываться лишь при нагреве до температур, при которых аустенит является более устойчивой фазой, чем смесь феррита и цементита. В соответствии с диаграммой состояния Fe - C равновесные температуры фазовых превращений (критические точки) определяются линиями: PSK (точка А1 = 727 0С), соответствующая равновесию П ® А, GS (точка А3), соответствующая равновесию цементита и аустенита. Равновесные состояния достигаются при соответствующих температурах при длительной выдержке. Критические точки, фиксируемые как при нагреве, так и при охлаждении не совпадают с равновесными (наблюдается гистерезис). Следовательно, для проведения превращения П ® А нужно нагревать сталь до температуры превышающей АС1, чтобы появился термодинамический стимул для образования зародышей аустенита. Возникает вопрос о месте появления этих зародышей. Из теории кристаллизации следует, что зародыш с большой вероятностью образуется в местах с наименьшей величиной межфазной энергии. Такими местами появления зарождающихся частиц аустенита являются участки границ раздела феррита с цементитом, в которых за счет флуктуаций состав микрообластей становится близким к составу выделяющихся фаз. Кинетическое выражение для скорости зарождения новой фазы имеет вид: V = k exp(-U/kT)exp(-Bs3/TDT2), (41) где U - энергия активации железа, Дж/ат; s - межфазное натяжение, Дж/м2; В - постоянная; DT - отклонение фактической температуры процесса (Т) от температуры равновесного сосуществования фаз (степень перегрева или переохлаждения). Зависимость скорости превращения П ® А от условий нагрева стали представлена на рис. 68. Видно, что при изотермических выдержках скорость превращения тем выше, чем выше температура нагрева (кривые 1 - 4), а при непрерывном нагреве превращение начинается при тем более низких температурах, чем меньшей была скорость нагрева, как это следует из сравнения точек пересечения прямых I - III с кривой 1. Появившиеся зародыши аустенита с увеличением времени изотермической выдержки будут расти. Движущей силой процесса является выигрыш свободной энергии системы, связанный с одной стороны с перестройкой решетки феррита в аустенит, растворением цементита в аустените, а с другой стороны повышением поверхностной энергии, обусловленным появлением «новых» границ раздела. Рис. 68. Диаграмма изотермического превращения перлита в аустенит Достаточного объема данных, необходимых для описания механизма перехода П ® А пока нет, хотя весь комплекс имеющихся результатов исследований говорит о его диффузионном характере. Следует отметить, что после того, как весь объем перлита превратился в аустенит, концентрация углерода в различных областях кристаллов аустенита неодинако­ва (в местах его контакта с цементитом концентрация углерода выше). Поэтому для выравнивания состава аустенита нужно дополнительное время при данной тем­пературе. При повышении температуры скорость вырав­нивания состава возрастает, и длительность гомогениза­ции сплава сокращается. Так как в каждой перлитной колонии при нагреве по­является сразу несколько кристаллических зародышей аустенита (рис. 69), то при превращении П ® А зерно в стали измельчается. Эти особенность превращения ис­пользуют на практике термической обработки стали. Причем с повышением температуры изотермической вы­держки степень измельчения зерен возрастает. Однако при этом возникают трудности сохранения мелкого зер­на и поэтому обычно устанавливают «перегрев» над точ­кой А3 в 30…50 °С. Описанный выше процесс П ® А приводит к однофаз­ной аустенитной структуре лишь в стали эвтектоидного состава. В доэвтектоидных и заэвтектоидных сталях пос­ле превращения П ® А еще остаются избыточные фазы (феррит в доэвтектоидных и цементит в заэвтектоидных). Для их превращения в аустенит доэвтектоидные стали необходимо нагреть до температуры выше Асз, а заэвтектоидные - Асм. Нагрев выше критических темпера­тур приводит к росту зерна. Скорость роста аустенитного зерна различна у разных сталей и даже у одной ста­ли, изготовленной по различным технологиям. Рис. 69. Схема образования зародышей аустенита в перлите при нагреве Наиболее интенсивно растет зерно в эвтектоидных сталях, поэтому их перегрев выше А1 нежелателен. По склонности к росту зерна различают два вида сталей: наследственно мелкозернистые и наследственно крупнозернистые. К наследственно крупнозернистым от­носятся стали кипящие, раскисленные ферросилицием и ферромарганцем. Стали, раскисленные алюминием, цирконием, титаном, ванадием, относятся к наследствен­но мелкозернистым. Но термины «наследственно круп­нозернистые» или «наследственно мелкозернистые» не означают, что крупное или мелкое зерно сохраняется при нагреве до любой температуры. Поэтому, значительный перегрев сталей до температур выше Ас1, Ас3 или Асм нежелателен. Если в сталях в результате нагрева до очень высоких температур образовалось крупное зерно, неблагоприятно влияющее на свойства, то его исправля­ют повторной аустенизацией с меньшим перегревом от­носительно А3. 5.2.2. Превращение аустенита в перлит при охлаждении (второе основное превращение в стали) При охлаждении аустенита (А) ниже температуры Ас1 происходит его превращение в перлит (П = Ф + Ц), за­ключающееся в перестройке решеток g- в a -железо и вы­делении цементита. Но следует отметить, что как для образования зародышей цементита, содержащего 25 % (ат.) С, так и для возникновения феррита (в a - решетке растворяется лишь 0,023 % С), важную роль играют флуктуации углерода. Кинетика превращения А ® П как и П ® А подчиняет­ся общим закономерностям фазовых превращений, рас­смотренным в гл. I, при анализе процесса кристал­лизации. Как и при кристаллизации из жидкости, скорость пре­вращения А ® П определяется скоростями зарождения центров превращения и их роста (см. рис. 12). Но при рассмотрении превращения А ® П(Ф+Ц) следует учи­тывать, что в системе существуют не две, а три фазы и при оценке флуктуаций энергии, связанных с появле­нием зародышей, т. е. областей с новой упаковкой ато­мов, необходимо рассматривать отдельно вероятность появления фаз различного состава. Обусловленный пе­реохлаждением системы выигрыш свободной энергии бу­дет расходоваться на образование поверхности раздела фаз и на их дальнейший рост. Скорость процесса превращения аустенита в перлит описывается той же формулой, что и превращение перлита в аустенит, но только с различными численными значениями констант. Следовательно, скорость распада аустенита, как и других фазовых превращений, зависит от двух факторов, но основным является степень переохлажде­ния DT. Выигрыш свободной энергии смеси Ф+Ц, по сравнению со свободной энергией аустенита, с увеличе­нием переохлаждения растет, но чем больше DT, тем ниже температура превращения и тем медленнее протекает диффузия. Поэтому имеется некоторая оптималь­ная величина переохлаждения, при которой процесс А ® П идет с максимальной скоростью. Это - тем­пература минимальной устойчивости аустенита. Рис. 70. Схема зарождения новых перлитных колоний в зернах аустенита при охлаждении: 1 - первичные пластинки цементита в феррите; 2 - вторичные пластинки це­ментита в феррите; 3 - колонии перлита Зарождение новых перлитных колоний и перестройка начинаются обычно у границ аустенитных зерен (рис. 70) и ведущей фазой является феррит. При охлаждении гомогенного аустенита (в эвтектоидной стали), образовавшиеся кристаллы феррита и це­ментита (перлита), имеют пластинчатую форму (рис. 71). Рис. 71. Схема структуры пластинчатого перлита В углеродистой эвтектоидной стали «толщи­на» пластинок феррита почти не зависит от вели­чины исходного зерна ау­стенита, но существенно уменьшается с увеличени­ем степени переохлаждения. При небольших переохлаждениях толщина пластинок близка к 1000 нм, а с уве­личением переохлаждения снижается до 100…200 м. В зависимости от полусуммы толщин пластинок феррита и цементита d, различают перлит (d = 700…800 нм), сорбит (d…до 400 нм) и троостит (d до 100…200 нм). С увеличением степени дисперсности структур пер­литного типа растет прочность и твердость сталей, но снижается пластичность. Лучшим сочетанием прочности и пластичности облада­ют сорбитные стали. В неоднородном по концентрации углерода аустените (например, в заэвтектоидных сталях при температуре ниже точки Aсм) может образоваться не пластинчатый, а зернистый перлит, в кото­ром цементитные частицы имеют форму зернышек. По-видимому, в этих случаях ведущей фазой является це­ментит. Рис. 72. Схема построения диаграммы изотермического распада аустенита для эвтектоидной стали: а - кинетические кривые превращения при разных температурах (t1 > t2 > t3); Н1, Н2, Н3 - начало превращения; К1, К2, К3 - конец превращения; б - диаграмма превращения Зависимость количества образовавшегося перлита описывают кинетической кривой (рис. 72, а). Видно, что на кривой имеется некоторый инкубационный период, период быстрого протекания про­цесса и период его затухания. Максимальная скорость процесса соответствует, примерно, моменту полураспада. Началу собственно перлитного превращения в доэвтектоидных сталях предшествует выделение избыточного фер­рита. Влияние переохлаждения на устойчивость аустенита и скорость его превращения в перлит обычно представ­ляют в виде диаграмм в координатах температура пре­вращения - десятичный логарифм времени (рис. 72, б), которые строят по кривым типа приведенных на рис. 72, а. Эти диаграммы удобно рассматривать на примере эвтектоидной стали. Изотермическое превращение А ® П в указанной ста­ли происходит в интервале температур между 727 °С (температура выше которой аустенит в стали устойчив) и 210 °С (температура, ниже которой в этой стали начинается бездиффузионное мартенситное превращение, о котором речь пойдет в следующем разделе. В области диаграммы, ограниченной С - образными кривыми 1 и 2 и происходит превращение А ® П . Линия 1 соответствует началу превращения, линия 2 - его кон­цу. Левее линии 1 существует устойчивый аустенит, пра­вее линии 2 - продукты распада аустенита - Ф + Ц. Как видно из диаграммы, аустенит наименее устой­чив при температуре 550 °С (в эвтектоидной стали время его устойчивости составляет примерно 1,5 с). Как выше, так и ниже этой температуры, устойчивость аустенита увеличивается. Наличие минимума устойчиво­сти аустенита объясняется тем, что уменьшение скорости диффузии железа при понижении температуры, компен­сируется увеличением вероятности образования зароды­ша феррита именно при температуре 550°С. При переохлаждениях ниже 550 °С скорость превращения А ® П уменьшается из-за уменьшения скорости роста зароды­шей феррита до критического размера. В зависимости от величины переохлаждения на ука­занных диаграммах, различают область перлитного пре­вращения (от AС1 до 550° С) и бейнитного (от 550 °С до точки Мн) или промежуточного превращения. Промежу­точным оно называется потому, что обладает как чер­тами диффузионного перлитного превращения, так и не­которыми чертами бездиффузионного мартенситного превращения. Различают структуру верхнего бейнита, который об­разуется при температурах близких к 550 °С и нижнего бейнита, образующегося при температурах близких к Мн. Структура верхнего бейнита (рис. 73, а) похожа на перлитную, т. к. она, как можно видеть при больших увеличениях, - пластинчатая, а структура нижнего бейнита (рис. 73, б), как правило, - игольчатая. Кинетика перлитного превращения зависит, прежде всего, от химического состава сталей. В углеродистых сталях наиболее устойчивым, характеризующимся самым большим инкубационным периодом, является аустенит эвтектоидного состава. При отклонении содержания уг­лерода от эвтектоидного, инкубационный период умень­шается. Легирующие элементы оказывают сильное влияние на устойчивость аустенита и кинетику перлитного пре­вращения. Рис. 73. Микроструктуры бейнита: а - верхнего (среднеуглеродистая сталь с 0,6% С); б - нижнего бейнита – игольчатого (сталь с 0,54 % С, 1,2 % Сr, 0,48 % Мо, 4,12% Ni 0,82 % W) Рис. 74. Диаграмма изотермического превращения аустенита в стали 12ХН3А Такие элементы как хром, никель и особенно молиб­ден повышают устойчивость аустенита, кобальт же на­оборот, сильно понижает. Ес­ли в состав аустенита входят карбидообразующие легиру­ющие элементы или крем­ний, на диаграмме изотермического превращения аустенита может быть два минимума устойчивости аустенита, соответствующих пер­литному и бейнитному (промежуточному) превращениям (рис. 74). Эти две области разделены областью относительной ус­тойчивости аустенита. Бейнитное превращение в легиро­ванных сталях имеет особенности по сравнению с углеро­дистыми сталями. В легированных сталях бейнитное пре­вращение протекает не до конца. Часть аустенита, по-видимому, более легированная хромом, при изотермиче­ской выдержке не распадается, а при дальнейшем пони­жении температуры может лишь частично превращаться в мартенсит либо вообще не претерпевать превращения. Легированная сталь в результате бейнитного превраще­ния имеет структуру, состоящую из некоторого количест­ва мартенсита и доли нераспавшегося аустенита. Если сталь легирована несколькими элементами, то они могут по-разному действовать на устойчивость аусте­нита в перлитной и бейнитной областях. Так, в низкоуглеродистых сталях с повышенным содержанием никеля, молибдена и вольфрама, превращение в перлитной обла­сти протекает настолько медленно, что экспериментально даже не фиксируется, и на диаграмме существуют лишь линии, соответствующие бейнитному превращению. В других же сталях, например, содержащих 0,4 % С и 10…12 % Сr, в перлитной области скорость превра­щения велика, а в бейнитной ее зафиксировать не уда­ется. Легирующие элементы влияют и на степень дисперс­ности перлита. Так, кобальт уменьшает размеры пластин, а марганец и молибден - увеличивают. Причем, если в легированных сталях содержатся ярко выраженные карбидообразующие элементы (Ti, V, Nb и др.), то вме­сто цементита часто образуются пластины специальных карбидов (M7С3, M23С6). В этом случае при одинаковых переохлаждениях пластинки специальных карбидов мень­ше, чем пластины цементита. Влияние легирующих элементов на кинетику перлит­ного превращения связано с тем, что они замедляя диф­фузию (предельно на 2…3 порядка), прежде всего, позво­ляют значительно увеличить степень переохлаждения аустенита, т. е. понизить температуру превращения А ® П. Кроме того, они снижают не только скорость превращения, но и скорость образования карби­дов. 5.2.3. Закалка стали. Мартенситное превращение (третье основное превращение в стали) Рассмотренное выше превращение аустенита в перлит являлось изотермическим. Такое превращение аусте­нита происходит при охлаждении с относительно малой скоростью. Если же скорость охлаждения увеличивается, то либо весь, либо частично аустенит не успевает превратиться в феррито-цементитную смесь. При этом оставшаяся его часть переохлаждается до точки Мн (см. рис. 72), ниже которой происходит его превращение в мартенсит. При дальнейшем увеличении скорости охлаждения превраще­ние аустенита в феррито-цементитную смесь становится вообще невозможным, и аустенит переохлаждается до точки Мн, затем превращается в мартенсит. Минималь­ная скорость охлаждения, при которой аустенит превра­щается только в мартенсит, называется критической ско­ростью охлаждения, или критической скоростью закалки. Для сталей различного состава критическая скорость закалки различная, наименьшую критическую скорость закалки среди углеродистых сталей, соответствующую наибольшей устойчивости ау­стенита, имеет эвтектоидная сталь. Рис. 75. Термокинетическая диаграмма для стали 45 Для определения критической скорости закалки экс­периментально строят термокинетические диаграммы (рис. 75). Принципиальное отличие от изотермических диаграмм превращения аустенита (рис. 72) заключается в том, что их строят в условиях непрерывного охлажде­ния сталей. Эти диаграммы позволяют предсказать тип фазового превращения и возможную структуру стали в зависимости от скорости охлаждения, поэтому их часто используют в практике термической обработки. Что же такое мартенсит и каковы отличительные чер­ты мартенситного превращения? Значительный вклад в науку о природе мартенсита внесли отечественные ученые во главе с академиком Г. В. Курдюмовым. Мартенсит - это пересыщенный твердый раствор уг­лерода в a - железе, с той же концентрацией углерода, что и в исходном аустените. Принципиальное отличие мартенситного превращения от рассмотренного ранее перлитного состоит в том, что оно не требует изменения состава, т. е. происходит бездиффузионно. Мартенситное превращение начинается при температуре, называемой мартенситной точкой Мн, и протекает в широкой области температур. Температура Мн зави­сит главным образом, от состава стали и в углеродистых сталях меняется от 380 °С при 0,2 % С до 120 °С при 1,6 % С. Ход мартенситного превращения характеризуют мар­тенситной кривой (рис. 76), описывающей долю превра­щенной фазы (%) в зависимости от времени протекания процесса при разных температурах. Рис. 76. Мартенситная кривая Рис. 77. Изменение температурного интервала мартенситного превращения - а (область Мн – Мк заштрихованная, сплошная линия - tкомн) и массовой доли остаточного аустенита - б (возможная доля Аост, заштрихована) от содержания углерода в стали В одной и той же стали температура начала мартен­ситного превращения может быть повышена, а количест­во образовавшегося мартенсита увеличено, если прило­жить внешние упругие напряжения, либо провести пла­стическую деформацию при температурах выше Мн. Температуру начала мартенситного превращения, вы­званного пластической деформацией, обозначают Мд. Чем выше степень пластической деформации, тем боль­шим будет отличие температуры Мд от Мн. Мартенситное превращение обычно рассматривают как фазовое превращение, происходящее в однокомпо­нентной системе. Оно в некоторых отношениях подчиняется общим закономерностям фазовых превращений в таких системах и протекает путем зарождения в неу­стойчивой при данной температуре аустенитной матрице центров мартенситной фазы и их последующего роста. При этом следует отметить, что в отличие от других фа­зовых превращений, когда стадия роста кристаллов зани­мает длительное время, мартенситное превращение про­текает с огромной скоростью, не зависящей от темпера­туры, путем практически мгновенного образования отдельных кристаллов мартенсита. Скорость роста кри­сталлов мартенсита близка к скорости звука (порядка 1500 м/с в металле) и время роста одного кристалла близко к 10-7 с. Общий превращенный объем увеличива­ется за счет образования новых кристаллов, а не за счет роста уже имеющихся. Рис. 78. Влияние легирующих элементов на температуру мартенситного превращения (а) и количество остаточного аустенита (б) По этой причине каждый кри­сталл мартенсита, образовавшийся при быстром непре­рывном охлаждении, практически формируется при по­стоянной температуре, как и в обычной однокомпонент­ной системе. Различные кристаллы образуются при раз­личных температурах и называются атермическими. Такая скачкообразная кинетика превращения станет более понятной, если рассмотреть кратко некоторые тер­модинамические особенности процесса перестройки ау­стенита в мартенсит. Изменение свободной энергии DF, происходящее при превращении аустенита в мартенсит, можно записать в виде суммы трех составляющих: DF = DFоб l2 d+ 2s l2 + Gg2 ld2, (42) где l - длина мартенситного кристалла; d - его толщи­на. Первый член уравнения учитывает выигрыш объемной свобод­ной энергии (при температуре Мн Fмарт < Fауст), второй учитывает работу, затрачиваемую на образование по­верхности, площадью 2s l2 (толщина d < длины l), третий член учитывает упругую энергию, запасаемую материа­лом при перестройке. Скачкообразная перестройка решетки А ® М при мартенситном превращении обусловлена тем, что соседние атомы не должны обмениваться местами, а лишь сдви­гаться на небольшие расстояния, не превышающие атомные. При этом между ориентацией решеток A(g) и М(a) существуют определенные соотношения. Так, на­пример, (001)a || (111) g, а [111] a || [101] g. Это соотноше­ние носит название соотношения Курдюмова-Закса. Кроме указанного, часто реализуется и соотношение Нишиямы: (111)a|| (101) g, [101] a || [121] g. Закономерная ори­ентация фаз A и М кроме обеспечения высоких скоро­стей перестройки обус­ловливает малые за­траты на образование поверхности раздела, т. е. небольшие величи­ны работы образования зародыша. Пластинча­тая или иглообразная форма соответствует минимальному вкладу уп­ругой энергии. Соотно­шение этих вкладов из­меняется с температу­рой. При прекращении охлаждения DF систе­мы быстро приближа­ется к нулю и мартенситное превращение останавливается. Рис. 79. Параметры мартенсита и аустенита и степень тетрагональности решетки мартенсита в зависимости от содержания углерода Концентрация угле­рода в мартенсите во много раз превышает предел его растворимости в a - решетке, поэтому решетка мартен­сита искажена - она не кубическая, как у a - железа, а объемно-центрированная тетрагональная. Степень тетрагональности (отношение осей с/а) в углеродистых сталях зависит от содержания углерода (рис. 79), а в вы­соколегированных сталях - и от содержания легирую­щих элементов. Следует обратить внимание на то, что не в каждой элементарной ячейке мартенсита содержится атом угле­рода. Совокупность ячеек компенсирует напряжения, воз­никающие в одной из них. Кроме рассмотренной атермической кинетики мартенситного превращения (когда скорость акта превращения не зависит от температуры), наблюдается и изотерми­ческое (развивающееся во времени при постоянной тем­пературе) мартенситное превращение. Работами Г. В. Курдюмова и О. П. Максимовой показано, что если аустенит переохладить до очень низких температур (на­пример, температуры жидкого азота (- 196°С)), то скорость роста мартенситных кристаллов становится до­ступной для измерения. При изотермическом превраще­нии и общее количество мартенсита, и размеры отдельных кристаллов увеличиваются по мере увеличения времени превращения. Но после более или менее длительных вы­держек превращение затухает, а при дальнейшем сниже­нии температуры оно получает дополнительное развитие. В заключение стоит отметить, что мартенситное превращение наблюдается не только в сталях. Это превращение носит общих характер и наблюдается в безуглеродистых сплавах на основе железа, в сплавах на основе меди, титана, циркония и других металлов. 5.2.4. Превращения при нагреве закаленных сталей Характер превращений при нагреве закаленной стали зависит как от самой температуры, так и от скорости на­грева. 5.2.4.1 Обратное мартенситное превращение Если закаленную на мартенсит сталь быстро нагревать до температур выше tо (рис. 80), то происходит обратное превращение мартенсита в аустенит. Обратное мартен­ситное превращение, как и пря­мое, происходит практически мгновенно. Количество образовав­шейся аустенитной фазы растет за счет увеличения числа облас­тей, претерпевших обратное мар­тенситное превращение. Оно, как и прямое, протекает в интервале температур, но температуры и на­чала (Aн) и конца (Aк) превра­щения, сдвинуты в область более высоких значений (рис. 80). На температуры Aн и Ак главное вли­яние оказывает состав стали, а не скорость нагрева и время выдержки. Утверждение же о том, что для наблюдения обратного мартенситного превращения не­обходим быстрый нагрев, связано с тем, что при медленном нагреве происходит распад мартенсита на  - феррит и цементит в углероди­стых сталях, либо  - феррит и специальный карбид - в легированных. В углеродистых сталях обратное мар­тенситное превращение удается наблюдать лишь при температурах ниже 100 °С, потому что при более высоких температурах в них очень быстро происходит распад мартенсита на Fe + Fe3С. Легче обратное мартенситное превращение наблюдается в легированных сталях, без­углеродистых сплавах и сплавах на основе меди. Рис. 80. Температуры прямого Мн – Мк и обратного Ан – Ак мартенситного превращения в зависимости от содержания легирующих элементов в стали 5.2.4.2 Отпуск закаленных сталей (четвертое основное превращение в стали) Отпуском называют термическую обработку, заключаю­щуюся в нагреве закаленных сталей до температур ниже Ас1 с выдержкой при данной температуре и с последую­щим охлаждением. Как правило, структура закаленной стали перед отпуском состоит из мартенсита и остаточ­ного аустенита. Дилатометрическими измерениями установлено, что при отпуске закаленных углеродистых сталей наблюда­ются три температурных интервала, в которых длина об­разцов изменяется различным образом: при 80…200 °С она уменьшается, при 200…300 °С увеличивается и при 300…400 °С – снова уменьшается. Каждое из указанных изменений обусловлено своим типом фазовых превра­щений, в зависимости от которых и различают три ста­дии отпуска, называемые первой, второй и третьей ста­диями. Рентгенографическими и электронно-микроскопиче­скими исследованиями установлены фазовые превраще­ния на каждой из стадий. На первой стадии отпуска происходит перераспреде­ление углерода, который выделяется из мартенсита и об­разует зародыши низкотемпературного гексагонального  - карбида Fe2,4С. Тетрагональность мартенсита при этом уменьшается и, соответственно уменьшается длина (объ­ем) образца. На этой стадии пластинчатые зародыши карбидной фазы когерентно связаны с кристаллами мар­тенсита, а концентрация углерода в различных участках неодинакова. На второй стадии отпуска, протекающей при повыше­нии температуры, происходит одновременно несколько процессов: 1) продолжается распад мартенсита; 2) на­чинается распад остаточного аустенита; 3) увеличивает­ся размер частиц  - карбида и происходит их перестройка в цементит Fe3С. Сток углерода из кристаллов мартенсита и рост зародышей карбида приводят к росту напряжений на границе раздела фаз, вследствие повышения различий периодов решеток карбида и тетрагонального мартенси­та. Когерентность (сопряжение) кристаллов этих двух фаз нарушается, и частицы карбида начинают обособляться. Вследствие притока углерода к частицам карбида, их состав на этой стадии уже соответствует не Fe2,4С, а Fe3С и, следовательно, гексагональная решетка должна перейти в орторомбическую. Это также способствует нарушению когерентности взаимодействующих фаз. Распад остаточного аустенита на второй стадии от­пуска аналогичен бейнитному. На этой стадии образуется смесь низкоуглеродистого мартенсита и мелкодисперсных карбидов. Утрата когерентности вызывает снижение на­пряжений второго рода и увеличение напряжений перво­го рода и объема образца. На третьей стадии отпуска заканчивается выделение углерода из мартенсита. Кристаллы мартенсита превра­щаются в кристаллы феррита с содержанием углерода 0,02 %, соответствующим его равновесной раствори­мости. Частицы цементита на этой стадии продолжают расти, и становятся полностью некогерентными. Такую структуру называют обычно трооститом отпуска. Оба процесса на этой стадии способствуют уменьшению ми­кронапряжений первого и второго родов. Естественно, что объем образца при этом уменьшается. Все три стадии отпуска связаны с диффузией и по­этому завершение процессов, соответствующих трем ста­диям отпуска, зависит от скорости нагрева. С ее увели­чением температурные границы интервалов осуществле­ния этих стадий смещаются в область более высоких температур. 5.2.5. Влияние легирующих элементов на процесс отпуска сталей В легированных сталях, по сравнению с углеродистыми,, вторая и третья стадии отпуска происходят при более высоких температурах. Происходит это потому, что по­чти все легирующие элементы (Сr, Мn, Si, W, Мо, Со и др.) увеличивают силы связи в твердых растворах и за­трудняют диффузионное перераспределение элементов. Кроме того, карбидообразующие элементы, имеющие большое химическое сродство к углероду (Ti, Nb, V, W, Мо, Сr и др.), уменьшают скорость диффузии углерода и замедляют образование карбидов. В легированных сталях распад мартенсита заверша­ется при 450…500 °С. Тип карбидов, образующихся в легированных сталях при отпуске, зависит от температуры. При температурах до 400 °С диффузия легирующих элементов затруднена. При этих температурах преимущественно образуются карбиды железа, при более высоких - специальные карбиды (те, в состав которых входят легирующие элемен­ты) - М7С3, М23С6, М6С, МС. В сталях, содержащих примерно 1 % Сr, выделение специальных карбидов про­исходит при температурах 500…525°С, в сталях легиро­ванных молибденом (~ 0,8 % ) - при 575…600 °С. В леги­рованных сталях замедлена коагуляция специальных карбидов, поэтому указанный процесс протекает при бо­лее высоких температурах (600…680 °С). . Превращение остаточного аустенита при отпуске ле­гированных сталей также замедляется и смещается в об­ласть более высоких температур (400…550°С). Кроме того, в сталях с высоким содержанием карбидообразующих легирующих элементов, при распаде аустенита вы­деляется не цементит, а специальные карбиды, аустенит становится менее легированным и поэтому при последу­ющем его охлаждении от температур отпуска он может претерпеть мартенситные превращения. 5.2.6. Влияние отпуска на механические свойства сталей Описанные выше изменения структуры сталей при отпус­ке приводят к значительному изменению их механических свойств. Общей тенденцией изменения свойств в стали при от­пуске является снижение ее прочностных характеристик (твердости НВ, 0,2, В) и повышение пластических (, ). Причем, во всех трех интервалах отпуска суммарное изменение механических свойств обусловлено рядом структурных факторов, действующих часто в противопо­ложных направлениях. Так, например, снижение тетрагональности мартенсита приводит к снижению прочност­ных характеристик и увеличению пластических. Однако происходящее при этом выделение мелкодисперсных кар­бидов, особенно некогерентно связанных с мартенситными кристаллами, или образование вместо однофазного остаточного аустенита, областей с гетерогенной феррито-карбидной в углеродистых, или мартенситно-карбидной структурой в легированных сталях, повышает прочност­ные и снижает пластические характеристики. Конечный результат зависит от соотношения вкладов действующих факторов. Причиной различий действия указанных структур на свойства, является различие в сопротивлении движению дислокаций. Так, в однофазных областях ос­таточного аустенита и слабо искаженных кристаллах мартенсита отпуска (с меньшей тетрагональностью), дислокации движутся легче, их пробег от одного препятствия до другого - больше. А из­вестно, что именно средняя длина пробега дислокаций определяет пластические характеристики (чем она боль­ше, тем выше пластичность). Выделение когерентно-связанных с мартенситом мелкодисперсных частиц карбидов значительного повышения сопротивления движению дис­локаций не оказывает, и дислокации могут перерезать указанные пластинки. Когда же размеры карбидов увели­чиваются, они становятся некогерентными и движение дислокаций у карбидов тормозится. Для дальней­шего их движения требу­ется приложить большие напряжения, прочностные характеристики сталей с такой структурой увели­чиваются. Зависимость механиче­ских свойств стали с 0,7 % С от температуры отпуска приведена на рис. 81. В них твердость НВ, 0,2, В практически мо­нотонно снижаются с рос­том температуры, а ,  монотонно растут. Рис. 81. Влияние температуры отпуска на механические свойства стали У7 В сталях с высоким со­держанием углерода в ин­тервале температур вто­рого превращения при отпуске твердость зависит от количества остаточного аустенита и снижается медленнее с ростом температуры. В легированных сталях, содержа­щих значительное количество карбидообразующих эле­ментов, при температурах 500…550 °С твердость не толь­ко не снижается, но даже растет, что обусловлено выде­лением специальных карбидов. В сталях различают низкий отпуск (с нагревом до 250 °С), средний (350…500 °С) и высокий (500…650 °С). Каждый из этих видов отпуска, создавая описанные выше структуры, устраняет частично или полностью остаточные напряжения, возникшие при закалке. Для полного снятия напряжений рекомендуется приме­нять высокий отпуск. Пластические характеристики легированных сталей ,  с повышением температуры отпуска растут. Удар­ная же вязкость (КС), с ростом температуры отпуска из­меняется немонотонно. При низких температурах отпуска (200…250 °С) ударная вязкость растет (для закаленных сталей она низкая). Для всех легированных конструкци­онных сталей имеется два температурных интервала, в которых с ростом температуры отпуска ударная вяз­кость не растет, а падает. Первый интервал соответству­ет температурам 250…350 °С, а второй - температурам 500…550 °С. Явление снижения ударной вязкости при от­пуске получило название отпускной хрупкости. Различа­ют два вида отпускной хрупкости. Отпускная хрупкость I рода (необратимая) наблюдается при 250…350 °С и по­вторным нагревом не устраняется. Для ее устранения требуется нагрев до температур выше 400 °С, снижающий прочностные характеристики. Хрупкость при отпуске в интервале 250…350 °С связана с неоднородным по объ­ему распадом мартенсита. Обратимая отпускная хрупкость II рода наблюдается при отпуске легированных сталей и при их длительном пребывании в интервале температур 500…550 °С. Если охлаждение после отпуска проводить быстро, то отпуск­ная хрупкость не появляется. Наиболее вероятной причиной появления обратимой отпускной хрупкости является образование карбидов по границам зерен и адсорбция на границах зерен фосфора, серы и других элементов, приводящая к более легкому зарождению трещин. Обратимая отпускная хрупкость может быть устране­на повторным нагревом до 600…650 °С и быстрым ох­лаждением. Термическую обработку, заключающуюся в закалке и последующем высоком отпуске, называют улучшением. 5.2.7. Термомеханическая обработка сталей Важным способом повышения механических свойств ста­ли является термомеханическая обработка. Суть ее за­ключается в том, что перед проведением изотермической закалки стали, ее подвергают деформации. Наклепанный аустенит имеет много дефектов. В результате его закалки образуется тонкодисперсная структура с высокой вязко­стью. Поскольку аустенит сохраняется некоторое время и при низких температурах, то деформацию можно про­водить и при пониженных температурах, т. е. в области 400…600 °С. Такую обработку в отличие от высокотем­пературной механической обработки (ВТМО) называют низкотемпературной термомеханической обработкой (НТМО). ВТМО повышает прочность до В = 2200…3000 МПа и вязкость до 0,60…0,65 МДж/м2. Кроме того, ВТМО устраняет отпускную хрупкость. При обработке стали по способу НТМО В достига­ет 2800…3000 МПа. 5.2.8. Отпуск закаленных сплавов (старение) Старение давно и широко используют в практике для получения материалов с определенным комплексом свойств (прочностных, маг­нитных, электрических и др.). Старением называют фа­зовый распад сплавов, в ко­торых содержание элементов превышает равновесное для данной температуры. Полу­чение таких пересыщенных твердых растворов после за­калки возможно для спла­вов с уменьшающейся при понижении температуры ра­створимостью в твердом со­стоянии (рис. 82). Рис. 82. Диаграмма состояния сплавов системы Ni – Al (НА8 и другие промышленные сплавы, соответствующего состава) Имеется большое число сплавов на основе железа, никеля, ко­бальта, алюминия, меди, ти­тана и других металлов, для которых характерно старе­ние. Распад пересыщенных твердых растворов сопровож­дается диффузионным перераспределением элементов и образованием зародышей новых фаз и их ростом. Процесс распада пересыщенных твердых раство­ров во многих сплавах протекает в несколько стадий, причем их число тем больше, чем выше степень пересыщения. Старение может протекать как при комнатной температуре, такое старение называют естественным, так и при повышенных температурах (искусственное ста­рение). Естественное старение наблюдается в сплавах на основе легкоплавких элементов (алюминиевых, магние­вых и др.). Распад пересыщенных твердых растворов подчиняет­ся общим закономерностям, характерным для диффузи­онных фазовых превращений. Особенностью описания таких превращений является необходимость учета вкла­да упругой энергии, обычно обусловленной когерентным формированием новых фаз. Распад пересыщенных твердых растворов, как прави­ло, осуществляется либо гомогенным, либо гетерогенным зарождением фаз. В первом случае зародыши новой фа­зы образуются во всем объеме пересыщенного твердого раствора, во втором - преимущественно на дефектах кристаллического строения (границах зерен, блоков, дис­локациях, дефектах упаковки и т. п.) различного рода. Исключение составляет случай старения сплавов по спинодальному (беззародышевому) механизму, когда при определенных условиях (состав сплава, температура ста­рения) любая, сколь угодно малая флуктуация состава приводит к понижению свободной энергии сплава и ста­новится возможным спонтанный его распад на две фазы (т. е. в этом случае нет критического размера зародыша новой фазы). С увеличением времени выдержки распад происходит путем увеличения разницы концентраций в примыкающих областях двух образовавшихся фаз. При гетерогенном распаде состав и структура вновь образующихся зародышей практически сразу соответст­вуют составу равновесной фазы, и дальнейший распад протекает лишь за счет роста этих областей. В случае гомогенного зарождения новых фаз в пере­сыщенном твердом растворе (в большинстве случаев) сначала появляются зародыши метастабильных фаз. При образовании зародышей новой фазы состав пере­сыщенного твердого раствора постепенно обедняется и приближается к составу равновесного для данной тем­пературы твердого раствора. Такой обедненный твердый раствор в стареющих сплавах называется матрицей. Предельное количество вновь образующейся при ста­рении фазы находится в соответствии с диаграммой состояния и определяется по правилу рычага. В зависимости от температуры старения и состава сплавов время выделения фазы может изменяться от нескольких минут до сотен часов. Кристаллические решетки выделяющихся фаз могут быть как одинаковыми с решеткой распадающихся пе­ресыщенных твердых растворов, такие фазы называются изоморфными, так и отличающимися от исходных (фа­зы называются неизоморфными). Образующиеся в результате распада пересыщенных твердых растворов фазы по химическому составу и струк­туре могут относиться к различному типу соединений. И матрица, и фаза могут быть практически чистыми ме­таллами (как например, при распаде сплавов систем Сu - Со и Fе - Сu), либо могут образоваться два неупо­рядоченных твердых раствора (в сплавах Сu - NiСо и Сu - Ni - Fе). При старении сплавов нимоник и альнико, в неупорядоченной матрице выделяются упорядочен­ные фазы (в первом сплаве упорядоченная ГЦК - фаза Ni3Al, а во втором - упорядоченная  - фаза NiAl). Имеются сплавы, в которых при старении упорядочена матрица, а выделяются в ней фазы с неупорядоченной структурой (например, сплавы Cu3Au с добавками серебра, кобальта и др.). Если при старении образуется не одна, а несколько фаз, разнообразие этих сочетаний значительно увеличи­вается. Так, например, распад пересыщенного твердого ра­створа в системе Аl - Сu многостадиен. Сначала в пере­сыщенном твердом растворе формируются когерентно связанные с матрицей неупорядоченные зоны Гинье–Престона-Багряцкого (ГПБ - I), которые преобразуют­ся в сопряженные с матрицей зоны ГПБ - II ( - фазу). Фаза  затем перестраивается в частично когерентную метастабильную  - фазу. Наконец  - фаза превращается в равновесную некогерентную с матрицей  - фазу (СuАl2). Рис. 83. Схемы когерентного (а) и некогерентного (б) сопряжения кристаллических решеток матрицы и выделяющейся фазы Зоны ГПБ - I, как правило, одно- или двухслойные об­разования, обогащенные атомами меди (рис. 83, а) тол­щиной 0,5…1,0 нм и длиной 4…10 нм с такой же ГЦК решеткой, как у матрицы. Эти выделения и матрица упруго искажены из-за различий в размерах атомов ме­ди и алюминия. В зоне ГПБ - II размером 1,5…3,0 нм по толщине и 20…30 нм, а иногда и 100 нм в диаметре происходит упорядочение в расположении атомов меди и алю­миния. Решетка еще остается такой же, как у матрицы, хотя из-за когерентной связи в ней возникают тетрагональные искажения (рис. 83, б). Появляются ли зоны ГПБ - II из зон ГПБ - I или же зарождаются самостоятель­но, однозначного мнения пока нет, хотя анализ кинетики процесса свидетельствует скорее в пользу независимого зарождения зон ГПБ - II. При дальнейших выдержках из зон ГПБ - II образуются частицы  - фазы, соответствую­щие по составу равновесной фазе СuАl2, но с тетрагональной решеткой. В зависимости от температуры и вре­мени старения толщина частиц  - фазы меняется от 10 до 15 нм, а диаметр - от 10 до 600 нм. Следует отметить, что  - фаза образуется не только из зон ГПБ - П, но может зарождаться непосредственно из твердого раствора на дефектах кристаллического строения. Предпоследней стадией процесса распада в алюминиево-медных сплавах является образование равновесной фазы СuАl2 путем пе­рестройки тетрагональной решетки  фазы в орторомбическую, с полным нарушением когерентной связи с ма­трицей (рис. 83, б). Последняя стадия процесса распада в алюминиево-медном сплаве заключается в коагуляции частиц, т. е. росте одних частиц за счет других при, прак­тически полном, сохранении объема выделившейся фазы. Следует отметить, что укрупнение частиц равновес­ной фазы всегда является заключительной стадией ста­рения. Образование дисперсных частиц вызывает значитель­ное упрочнение сплавов, называемое дисперсионным твердением. Возрастание прочности, как правило, сопровож­дается снижением пластичности. Рис. 84. Зависимость предела текучести сплавов Ni – Al от режима старения при 750 0С (от размеров частиц): 1-3 - сплавы с различной объемной долей частиц f (f1 f2 f3) На свойства оказывает влияние большое число факторов (размер частиц выде­ляющихся фаз, их форма, объемная доля, химический состав, характер сопряженности с матрицей - когерент­ный или некогерентный и т. п.). В зависимости от тем­пературы и времени ста­рения происходят различ­ные изменения свойств, представляемые диаграм­мами механические свой­ства - время старения, либо механические свой­ства - размер частиц (рис. 84) и т.п. Из дан­ных, приведенных на ри­сунке, следует, что упроч­нение сначала возрастает затем, когда объемная доля частиц перестает изме­няться и идет лишь рост их размеров, величина сохраняется практически постоянной и лишь при нарушении когерентной связи частиц с матрицей прочность начинает снижаться. В зависимости от состава сплава и температуры ста­рения не все стадии на кривой могут быть так отчетливо выражены, либо вообще последняя часть кривой (сни­жение свойств) не наблюдается. Контрольные вопросы к главе 5 1. Механизм образования аустенита при нагреве стали. 2. Каковы ме­ханизмы и температурные районы образования структур перлитного типа (перлита, сорбита, троостита) и бейнита? 3. В чем различие между перли­том, сорбитом и трооститом? 4. Что такое мартенсит и в чем сущность и особенности мартенситного превращения? 5. Что такое критическая скорость закалки? 6. От чего зависит количество остаточного аустенита? 7. В чем сущность превращений, происходящих при отпуске? 8. Что такое коагуляция и как изменяются структура и свойства стали в связи с коа­гуляцией карбидной фазы при отпуске? 9. Чем отличаются структуры троостита, сорбита и перлита отпуска от одноименных структур, образую­щихся при распаде переохлажденного аустенита? 10. Каково практичес­кое значение термокинетических диаграмм? 11. Как влияют легирующие элементы на перлитное превращение? 12. Как влияют легирующие эле­менты на мартенситное превращение? 13. Как протекает промежуточное превращение в легированной стали? 14. Как влияют легирующие элемен­ты на превращения при отпуске? 15. В чем сущность явления отпускной хрупкости? 16. Как можно устранить отпускную хрупкость второго рода? Глава 6 ТЕХНОЛОГИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ При разработке технологического режима термической обработки необходимо установить температуру и допу­стимую скорость нагрева, время выдержки, характер среды, в которой должен осуществляться нагрев, условия охлаждения от высоких температур. Рассмотрим лишь основные виды термической обра­ботки (отжиг, закалку, отпуск, нормализацию). 6.1. Отжиг стали Как уже отмечалось, различают два вида отжига: отжиг первого рода и отжиг второго рода. Отжиг первого рода. К этому виду относят рекристаллизационный (смягчающий) отжиг, гомогенизирующий (диффузионный) отжиг и отжиг, снимающий внутренние напряжения (термические, либо деформационные). Основными видами термической обработки, различно изме­няющими структуру и свойства стали и назначаемыми в зависи­мости от требований, предъявляемых к полуфабрикатам (отливкам, поковкам, прокату и т. д.) и готовым изделиям, являются отжиг, нормализация, закалка и отпуск. 6.1.1. Отжиг I рода Отжиг I рода в зависимости от исходного состояния стали и температуры его выполнения может включать процессы гомогенизации, рекристаллизации, снижения твердости и снятия остаточных напряжений. Характерная особенность этого вида отжига в том, что указанные процессы происходят независимо от того, протекают ли в сплавах при этой обработке фазовые превращения ( в железоуглеродистых сплавах -   ) или нет. Поэтому отжиг I рода можно про­водить при температурах выше или ниже температур фазовых превращений (критических точек А1 и А3 в железоуглеродистых сплавах). Этот вид обработки в зависимости от температурных условий для его выполнения устраняет химическую или физическую неоднородность, созданную предшествующими обработками. Гомогенизация (диффузионный отжиг) Диффузионному отжигу подвергают слитки легированной стали с целью уменьшения дендритной или внутрикристаллитной ликвации, повышающей склонность стали к хрупкому разрушению, к анизотропии свойств. Дендритная ликвация понижает пластичность, и вязкость ле­гированной стали, способствует возникновению таких дефектов, как шиферность (слоистый излом) и флокены (тонкие внутренние трещины, наблюдаемые в изломе в виде белых овальных пятен). Поэтому слитки и крупные отливки нередко подвергают гомогенизирующему или диффузионному отжигу. Нагрев при диффузионном отжиге должен быть до высоких температур 1100…1200 0С, так как только в этом случае более полно протекают диффузионные процессы, необходимые для выравнивания в отдельных объемах состава стали. Диффузия наиболее интенсивно протекает в начале выдержки, заметно снижаясь с течением времени. Поэтому во избежание образования большого количества окалины, уменьшения расхода топлива и увеличения производительности печей выдержка должна быть минимальной, обычно 15…20 ч. После выдержки садку охлаждают до 800…820 0С в печи, а далее на воздухе. Во многих случаях для уменьшения дендритной ликвации не проводят специального диффузионного отжига, а выполняют бо­лее высокий и длительный нагрев для горячей деформации. В результате диффузионного отжига получается крупное зерно. Этот недостаток устраняется при последующей обработке слитка давлением или в процессе последующей термической обработки. Рекристаллизационный отжиг Под рекристаллизационным отжигом понимают нагрев холоднодеформированной стали выше температуры начала рекристаллизации, выдержку при этой температуре с последующим охлаждением. Этот вид от­жига чаще применяют как промежуточную операцию для снятия наклепа между операциями холодного деформирования. Темпера­тура отжига для достижения рекристаллизации по всему объему и сокращения времени процесса превышает температуру порога рекристаллизации. Для углеродистых сталей с 0,08…0,2 % С, чаще подвергаемых холодной деформации (прокатке, штамповке, волочению), температура отжига находится в интервале 680…700 0С. Отжиг калиброванных прутков (холодная протяжка) из высокоуглеродистой легированной стали (хромистой, хромокремнистой и др.) проводят при 680…740 0С в течение 0,5…1,5 ч. Кроме рекристаллизации феррита при отжиге стали могут про­текать коагуляция и сфероидизация цементита, при этом повы­шается пластичность, что облегчает обработку давлением. Высокий отпуск (для уменьшения твердости) После горячей механической обработки сталь чаще имеет мелкое зерно и удовлет­ворительную микроструктуру, поэтому не требуется фазовой пере­кристаллизации (отжига). Однако вследствие ускоренного охлажде­ния после прокатки или другой горячей обработки легированные стали имеют неравновесную структуру - сорбит, троостит, бейнит или мартенсит - и, как следствие этого, высокую твердость. Для снижения твердости на металлургических заводах сортовой прокат подвергают высокому отпуску при 650…700 0С (несколько ниже точки А1) в течение 3…15 ч и последующему охлаждению. При нагреве до указанных температур происходят процессы рас­пада мартенсита и (или) бейнита, коагуляция и сфероидизация карбидов и в итоге снижается твердость. Углеродистые стали под­вергают высокому отпуску в тех случаях, когда они предназна­чаются для обработки резанием, холодной высадки или волоче­ния. Высокий отпуск снижает твердость до требуемых значений и обеспечивает оптимальную для обработки резанием микрострук­туру - феррит и смесь зернистого и пластинчатого перлита. После высокотемпературного отпуска доэвтектоидная сталь лучше обрабатывается резанием, чем после полного отжига, когда структура - обособленные участки феррита и перлита. Структурно свободный феррит налипает на кромку инструмента, ухудшает качество поверхности изделия, снижает теплоотдачу, и поэтому снижает скорость резания и стойкость инструмента. Для высоколегированных сталей, у которых практически не от­мечается перлитного превращения, высокий отпуск является един­ственной термической обработкой, позволяющей снизить их твердость. Отжиг для снятия остаточных напряжений Этот вид отжига применяют для отливок, сварных изделий, деталей после обра­ботки резанием и др., в которых в процессе предшествующих технологических операций из-за неравномерного охлаждения, не­однородной пластической деформации и т. п. возникли остаточ­ные напряжения. Остаточные напряжения могут вызвать изменение размеров, коробление и поводку изделия в процессе его обработки (напри­мер, резанием), эксплуатации или хранения. При резании за счет удаления части металла происходит нарушение равновесия остаточных напряжений, влекущих за собой деформацию изде­лия. Изменение размеров в процессе хранения связано с пере­распределением остаточных напряжений при их релаксации. Отжиг стальных изделий для снятия напряжений проводят при температуре 160…700 0С с последующим медленным охлаждением. Например, многие детали прецизионных станков (ходовые винты, высоконапряженные зубчатые колеса, червяки и др.) нередко про­ходят отжиг (отпуск) при 570…600 0С в течение 2…3 ч после ос­новной механической обработки и при 160…180 0С 2…2,5 ч после окончательной механической обработки для снятия шлифовочных напряжений. Отжиг для снятия сварных напряжений про­водится при 650…700 0С. Остаточные напряжения снимаются и при проведении других видов отжига, например, рекристаллизационного, с фазовой пере­кристаллизацией, а также при отпуске (особенно высоком) зака­ленной стали. 6.1.2. Отжиг II рода (фазовая перекристаллизация) Отжиг II рода заключается в нагреве стали до темпера­тур выше точек АС3 или Аcm, выдержке и, как правило, последую­щем медленном охлаждении. В процессе нагрева и охлаждения в этом случае протекают фазовые превращения (   - превращение), определяющие структуру и свойства стали. После отжига углеродистой стали получаются структуры, указанные на диаграмме состояния Fe – Fe3C: феррит + перлит в доэвтектоидных сталях; перлит в эвтектоидной стали; перлит и вторичный цементит в заэвтектоидных сталях. После отжига сталь имеет низкую твердость и проч­ность при высокой пластичности. При фазовой перекристалли­зации измельчается зерно, и устраняются видманштеттова струк­тура и строчечность, вызванная ликвацией, и другие неблаго­приятные структуры стали. В большинстве случаев отжиг является подготовительной термической обработкой: от­жигу подвергают отливки, поковки, сортовой и фасонный прокат, трубы, горячекатаные листы и т. д. Понижая прочность и твер­дость, отжиг облегчает обработку, резание средне- и высокоугле­родистой стали. Измельчая зерно, снимая внутренние напряжения и уменьшая структурную неоднородность, отжиг способ­ствует повышению пластичности и вязкости по сравнению со свойствами, полученными после литья, ковки и прокатки. В не­которых случаях (например, для многих крупных отливок) отжиг является окончательной терми­ческой обработкой. Различают следующие виды отжига: полный, изотермиче­ский и неполный. Полный отжиг заключается в нагреве доэвтектоидной стали на 30…50 0С выше температу­ры, соответствующей точке АС3, выдержке при этой температу­ре для полного прогрева и завер­шения фазовых превращений в объеме металла и последующем медленном охлаждении (рис. 85, б, кривая 1). При нагреве до температуры выше точки А3 на 30…50 0С об­разуется аустенит, характери­зующийся мелким зерном, поэто­му при охлаждении возникает мелкозернистая структура (рис. 85, а), обеспечивающая высо­кую вязкость и пластичность, и возможность достижения высо­ких свойств после окончатель­ной термической обработки. Чрезмерное повышение температуры нагрева выше точки А3 вызывает рост зерна аустенита, что ухудшает свойства стали. Время нагрева и продолжительность выдержки при заданной температуре зависят от типа нагревательной печи, способа укладки изделий в печь, от высоты садки, типа полуфабри­ката (лист, сортовой прокат и т.д.). На металлургических заводах скорость нагрева не ограничивают и устанавливают ее максимально возможной по тепловой мощности печи (чаще ~ 100 0С/ч); продолжительность выдержки может колебаться от 0,5 до 1 ч на 1 т нагреваемого металла. Ме­талл загружают в печь непосредственно после выгрузки преды­дущей садки при температуре печи 400…500 0С. Нагрев металла на металлургических заводах ведут в садочных печах периодиче­ского действия или в проходных печах непрерывного действия с роликовым подом, обеспечивающих равномерный прогрев, возможность проведения всех видов отжига, высокий уровень механизации и автоматизации. Для защиты металла от окисления и обезуглероживания на металлургических заводах все шире применяются защитные (контролируемые) атмосферы. Защитная атмосфера составляется так, чтобы при химическом равновесии в печи обезуглероживающее и окислительное воздействие O2, СО2 и Н2О на сталь уравно­вешивалось противоположным воздействием СО и СН4. В этом случае атмосфера выполняет защитные функции. На металлургических заводах чаще применяют экзотермиче­скую атмосферу ПСО-09, получаемую путем почти полного сжи­гания природного газа (коэффициент избытка воздуха  = 0,9), нередко с добавкой 1…2 % по объему природного газа СН4. Состав атмосферы: 2 % СО, 2 % Н2, 96 % N2. Медленное охлаждение должно обеспечить распад аустенита при малых степенях переохлаждения (см. рис. 77, б), чтобы из­бежать образования излишне дисперсной ферритно-карбидной структуры и свойственной ей более высокой твердости. Скорость охлаждения при отжиге зависит от устойчивости переохлажденного аустенита, а, следовательно, от состава стали. Чем больше устойчивость аустенита в области температур пер­литного превращения, тем медленнее должно быть охлаждение. Поэтому легированные стали, обладающие высокой устойчивостью переохлажденного аустенита, охлаждаются значительно медлен­нее (чаще со скоростью 40…60 0С/ч), чем углеродистые, скорость охлаждения, которых составляет 100…150 0С/ч. После распада аустенита в перлитной области дальнейшее ох­лаждение можно ускорять и выполнять даже на воздухе. Если отжиг предназначен и для снятия напряжений, например, в отливках сложной конфигурации, медленное охлаждение с пе­чью проводят почти до комнатной температуры. Полному отжигу подвергают сортовой прокат из стали с 0,3… 0,4 % С, поковки и фасонные отливки. а б Рис. 85. Схема полного отжига (а) и изотермическая диаграмма распада аустенита (б) углеродистой стали: 1 - охлаждение при отжиге; 2 - охлаждение при нормализации Рис. 86. Схема изотермического отжига стали Изотермический отжиг (рис. 86, а) состоит обычно в на­греве легированной стали, как и для полного отжига, и в сравни­тельно быстром охлаждении до температуры, лежащей ниже точки А1 (обычно 660…680 0С). При этой температуре назначают изотермическую выдержку 3…6 ч, необходимую для полного распада аустенита, после чего следует охлаждение на воздухе. Одно преимущество изотермического отжига - в сокращении длительности процесса, особенно для легированных сталей, ко­торые для заданного снижения твердости приходится охлаждать очень медленно. Для наибольшего ускорения процесса темпера­туру изотермической выдержки выбирают близкой к темпера­туре минимальной устойчивости переохлажденного аустенита в перлитной области (рис. 86, б). Другое преимущество изотер­мического отжига заключается в получении более однородной ферритно-перлитной структуры; при изотермической выдержке температура по сечению изделия выравнивается, и превращение по всему объему стали происходит при одинаковой степени пере­охлаждения. Для некоторого укрупнения зерна и улучшения обработки резанием температуру отжига принимают 930…950 0С. Нагрев нередко осуществляют в проходных печах с контролируе­мой атмосферой. Изотермическому отжигу чаще подвергают поковки (штамповые заготовки) и сортовой прокат из легированной цементуемой стали небольших размеров. При отжиге больших садок (20…30 т и более) быстрое и равно­мерное охлаждение до температуры изотермической выдержки невозможно. Превращения в отдельных участках садки проте­кают при разных температурах, что приводит к неравномерной структуре и твердости в пределах одной садки, поэтому для таких садок изотермический отжиг обычно не применяется. Пружинную (канатную) проволоку из стали, содержащей 0,65…0,9 % С, перед холодным волочением подвергают изотер­мической обработке - патентированию. Для патентирования про­волоку подвергают высокотемпературной аустенитизации для получения однородного аустенита, а затем пропускают через расплавленную соль температурой 450…550 0С. В результате изотермического распада аустенита образуется тонкопластинча­тый троостит или сорбит. Такая структура позволяет при холод­ной протяжке давать большие обжатия (более 75 %) без обрывов и после заключительного холодного волочения получить высокую прочность (В = 2000…2250 МПа). Неполный отжиг отличается от полного тем, что сталь нагре­вают до более низкой температуры (немного выше точки А1). Неполный отжиг доэвтектоидных сталей применяют для улучше­ния обрабатываемости их резанием. При неполном отжиге проис­ходит частичная перекристаллизация стали - вследствие пере­хода перлита в аустенит. Избыточный феррит лишь частично превращается в аустенит. Такой отжиг конструкционных легиро­ванных сталей проводится при 750…770 0С с последующим ох­лаждением со скоростью 30…60 0С/ч (чем выше легированность стали, тем медленнее охлаждение) до 600 0С, далее на воздухе. Неполный отжиг широко применяют для заэвтектоидных угле­родистых и легированных сталей. В этих сталях проводят нагрев до температуры лишь немного выше точки A1 (обычно на 10…30 0С), что вызывает практически полную перекристаллизацию и позво­ляет получить зернистую (сферическую) форму перлита вместо пластинчатой. Такой отжиг называют сфероидизацией. Частицы цементита, не растворившегося при нагреве, или области аустенита с повышенной концентрацией углерода за счет неполной его гомогенизации после растворения цемен­тита служат центрами кристаллизации для цементита, выделяю­щегося при последующем охлаждении до температуры ниже точки А1 и принимающего в этом случае зернистую форму. В ре­зультате нагрева до температуры значительно выше точки A1 и растворения большей части цементита и более полной гомогени­зации аустенита последующее выделение его ниже точки A1 происходит в пластинчатой форме. Если избыточный цементит находился в виде сетки, что является дефектом, то перед этим отжигом предварительно нужно провести нормализа­цию с нагревом до температуры выше точки Аcm для растворения сетки вторичного цементита с последующим охлаждением на воздухе или в воздушной струе для предупреждения выделения цементита по границам аустенита. Нормализацию нередко проводят с прокатного (ковочного) нагрева. Стали, близкие к эвтектоидному составу, имеют узкий интер­вал температур нагрева (750…760 0С) для отжига на зернистый цементит, для заэвтектоидных углеродистых сталей интервал рас­ширяется до 770…790 0С. Легированные заэвтектоидные стали для получения зернистых карбидов можно нагревать до более высо­ких температур и в более широком интервале (770…820 0С). Охлаждение при сфероидизации медленное. Оно должно обес­печить распад аустенита на ферритно-карбидную структуру, сфероидизацию и коагуляцию образовавшихся карбидов при охлаж­дении до 620…680 0С. Чаще применяют изотермический отжиг, требующий меньше времени. В этом случае сталь медленно ох­лаждают (30…50 0С/ч) до 620…680 0С. Выдержка при постоянной температуре, необходимая для распада переохлажденного аусте­нита и коагуляции карбидов, составляет 1…3 ч в зависимости от массы отжигаемого металла. Последующее охлаждение прово­дят на воздухе. Сталь с зернистым перлитом имеет более низкую твердость, прочность и соответственно более высокие значе­ния относительного удлинения и сужения. Например, эвтектоидная сталь с пластинчатым перлитом имеет твердость НВ = 2300 МПа, а с зер­нистым перлитом - 1700 МПа и соответственно В 820 и 630 МПа, относительное удлинение 15 и 20 %. После отжига на зернистый перлит эвтектоидные и заэвтектоидные стали обладают наилучшей обрабатываемостью резанием, т. е. возможно применение больших скоростей резания и достигается высокая чистота поверхности. Отжигу на зернистый перлит подвергают также тонкие листы и прутки из низко- и среднеуглеродистой стали перед холодной штамповкой или волочением для повышения пластичности. Отжиг нормализационный (нормализация) заключается в на­греве доэвтектоидной стали до температуры, превышающей точку АС3 на 40…50 0С, заэвтектоидной стали до температуры выше точки Аст также на 40…50 0С, непродолжительной вы­держки для прогрева садки и завершения фазовых превращений и охлаждения на воздухе. Нормализация вызывает полную фазовую перекристаллизацию стали и устраняет крупнозернистую струк­туру, полученную при литье при прокатке, ковке или штамповке. Нормализацию широко применяют для улучшения свойств сталь­ных отливок вместо закалки и отпуска. Ускоренное охлаждение на воздухе (см. рис. 85, б, кривая 2) приводит к распаду аустенита при более низких температурах, что повышает дисперсность ферритно-цементитной структуры и увеличивает количество перлита или, точнее, сорбита или троостита. Это повышает прочность и твердость нормализованной средне- и высокоуглеродистой стали по сравнению с отожженной. Нормализация горячекатаной стали повышает ее сопротивление хрупкому разрушению, что характеризуется снижением порога хладноломкости и повышением работы развития трещины. Назначение нормализации различно в зависимости от состава стали. Для низкоуглеродистых сталей нормализацию применяют вместо отжига. При повышении твердости нормализация обеспечивает большую производительность при обработке резанием и получение более чистой поверхности. Для отливок из среднеуглеродистой стали нормализацию с высоким отпуском применяют вместо закалки и высокого отпуска. В этом случае механические свойства несколько ниже, но детали будут подвергнуты меньшей деформации по сравнению с получаемой при закалке, и вероят­ность появления трещин практически исключается. Нормализацию с последующим высоким отпуском (600…650 0С) часто используют для исправления структуры легированных ста­лей вместо полного отжига, так как производительность и трудоем­кость этих двух операций выше, чем одного отжига. Нагрев под нормализацию сортового горячекатаного проката (диаметром 13…15 мм) из конструкционной легированной стали нередко проводится на специальных установках током высокой частоты. 6.2. Закалка Закалка заключается в на­греве стали до температуры выше критической точки А3 для доэвтектоидной и АС1 - для заэвтектоидной сталей или температуры рас­творения избыточных фаз, в выдержке и последующем охлажде­нии со скоростью превышающей критическую (рис. 87). Закалка является окончательной операцией термической обработки. Чтобы уменьшить хрупкость и напряжения, вызванные закалкой, и получить требуемые механические свойства, сталь после за­калки обязательно подвергают отпуску. Рис. 87. Схема закалки доэвтектоидной стали: а - схема закалки; б - диаграмма изотермического распада аустенита доэвтектоидной стали с указанием скорости охлаждения при закалке vз и критической скорости закалки vк: А - аустенит; Б - бейнит; Ф - феррит; М - мартенсит Инструментальную сталь в основном подвергают закалке и отпуску для повышения твердости, износостойкости и прочности, а конструкционную сталь - для повышения прочности, твер­дости, получения достаточно высокой пластичности и вязко­сти, а для ряда деталей также высокой износостойкости. 6.2.1. Выбор температуры закалки Доэвтектоидные стали нагрева­ют до температуры на 30…50 0С выше точки АС3 (рис. 88). В этом случае сталь с ис­ходной структурой перлит + феррит при нагреве приобретает аустенитную структуру, которая при последующем охлаж­дении со скоростью выше критической превращается в, мар­тенсит. Рис. 88. Диаграмма состояния Fe – Fe3C с нанесенными температурами нагрева для закалки сталей (а) и зависимости твердости и количества остаточного аустенита стали после закалки с различных температур от содержания углерода (б): 1 - мартенсит; 2 - заэвтектоидная сталь, закаленная от температуры А1 + 20…30 0С; 3 - заэвтектоидная сталь, закаленная от температуры АCm + 20…30 0С; 4 - количество остаточного аустенита (Аост) после закалки от температуры А3 + 20…30 0С (доэвтектоидная сталь) и АCm + 20…30 0С (заэвтектоидная сталь) Закалку от температур, соответствующих межкритиче­скому интервалу (АС3 - АС1), применяют только для листовой низколегированной низкоуглеродистой стали для получения структуры феррита с небольшими участками мартен­сита (20…30 %), обеспечивающей хорошие механические свойства и штампуемость. Во всех других случаях закалка доэвтектоидных сталей из межкритического интервала температур не применяется, так как механические свойства оказываются ниже, чем после закалки от температур выше точки АС3. Заэвтектоидные стали под закалку нагревают несколько выше температуры точки АС1 (рис. 88). При таком нагреве обра­зуется аустенит при сохранении некоторого количества цементита. После охлаждения структура стали состоит из мартенсита и нерастворимых частиц карбидов, обладающих высокой твердо­стью Верхний предел температуры закалки для большинства заэвтектоидных сталей ограничивают, так как чрез­мерное повышение температуры выше точки АС1 связано с ростом зерна, что приводит к снижению прочности и сопротивления хруп­кому разрушению. Поэтому интервал колебания температур закалки большинства сталей невелик (15…20 0С). Для многих высоколегированных сталей температура нагрева под закалку значительно превышает критические точки А1 и A3 (на 150…250 0С), что необходимо для перевода в твердый раствор специальных карбидов и получения требуемой легированности аустенита. Это повышение температуры не ведет к заметному росту зерна, так как нерастворенные частицы карбидов тормозят рост зерна аустенита. 6.2.2. Продолжительность нагрева при аустенитизации стали Про­должительность нагрева должна обеспечить прогрев изделия по сечению и завершение фазовых превращений, но не должна быть слишком большой, чтобы не вызвать роста зерна и обезуглерожи­вания поверхностных слоев стали. Общая продолжительность нагрева общ = сп + в, (43) где сп - продолжительность сквозного прогрева до заданной (конечной) температуры, обусловленная формой и размером из­делий, их расположением, типом печи, составом и свойствами стали и т.д.; в - продолжительность изотермической выдержки при данной температуре, не зависящая от формы и размера изде­лия и определяемая только составом и исходным состоянием стали. В настоящее время разработаны инженерные методы расчета основных типовых параметров - продолжительности нагрева, скорости нагрева, перепада температуры по толщине металла и т. д. Но часто пользуются опытными данными. На 1 мм сечения или толщины изделия из доэвтектоидных сталей продолжитель­ность нагрева принимают в электропечах 45…75 с, а в соляной ванне - 15…20 с. Величина в должна быть минимальной, но при этом обеспе­чивать завершение фазовых превращений в стали и необходимую концентрацию углерода и легирующих элементов в аустените. Продолжительность изотермической выдержки при заданной температуре для деталей машин часто принимают равной 15…25 % от продолжительности сквозного нагрева. Выдержка в электрической печи при температуре закалки для инструмента из углеродистой стали (0,7…1,3 % С) рекомен­дуется 50…80 с на 1 мм наименьшего сечения, а легированной стали 70…90 с при нагреве в соляной ванне соответственно 20…25 с для углеродистой стали и 25…30 с для легированной. Фасонный инструмент и детали машин сложных форм при на­греве под закалку для уменьшения деформации рекомендуется предварительно подогревать в печи при 400…600 0С. 6.2.3. Выбор среды для нагрева под закалку При нагреве в пламенных или электрических печах взаимодействие печной атмосферы с поверхностью нагреваемого изделия приводит к окислению и обезуглероживанию стали, которое снижает твер­дость, механические свойства и износостойкость. Для предохранения изделий от окисления и обезуглероживания нередко в рабочее пространство печи вводят защитную газовую среду (контролируемые атмосферы). В качестве таких сред применяются следующие атмосферы: 1) эндотермическая (условное обозначение КГ-ВО), получаемая частичным сжиганием метана СН4 (природного газа) при коэффициенте избытка воздуха  = 0,25 в присутствии катализатора и содержащая 21 % СО, 40 % Н2, 2 % СН4, 37 % N2; состав эндотермической атмосферы можно регулировать таким образом, чтобы исключить окисление и обезуглероживание стали с любым содержанием углерода. Широко применяют и эндотермическую маловодородную атмосферу - 20 % СО, 20 % H2 и 60 % N2; 2) экзотермическая, получаемая частичным сжиганием природного газа при  = 0,6 без очистки и осушки (ПС-06) или с очисткой и осушкой (ПСО-06); атмосфера ПСО-06 содержит 10 % СО; 15…16 % Н2; 0,05…1,5 % СН4; 68…72 % N2, а ПС-06, кроме того, до 6 % СО2 и 2,3 % Н2О; 3) экзотермическая, получаемая почти полным сжиганием природного газа при  = 0,9 без очистки и осушки (ПС-09) и с очисткой и осушкой (ПСО-09), в последнем случае эта атмосфера содержит 2 % СО, 2 % H2, 96 % N2; в атмосфере (ПС-09) присутствуют 10 % СО2 и 2,3 % Н2О (за счет соответствующего уменьшения количества азота); эту атмосферу применяют при отжиге стали. Так же используют нагрев в расплавленных солях. Применяют нагрев в расплаве BaCl2 (для быстрорежущих, нержавеющих и других высоколегированных стелей с температурой нагрева под закалку 1000…1300 0С), в расплавах смесей в разных пропорциях NaCl, KCl, BaCl2, Na2CO. Перед нагревом изделий расплавленные соли раскисляют для удаления растворенного кислорода. 6.2.4. Охлаждающие среды для закалки Охлаждение при закалке должно обеспечить получение структуры мартенсита в пределах заданного сечения изделия (определенную прокаливаемость) и не должно вызывать закалочных дефектов: трещин, деформаций, коробления и высоких растягивающих остаточных напряжений в поверхностных слоях. Наиболее желательна высокая скорость охлаждения (выше критической скорости закалки) в интервале температур А1 - Мн для подавления распада переохлажденного аустенита в области перлитного и промежуточного превращений и замедленное охлаждение в интервале температур мартенситного превращения Мн - Мк. Высокая скорость охлаждения в мартенситном интервале температур нежелательна, так как ведет к увеличению уровня остаточных напряжений и даже к образованию трещин. В то же время слишком медленное охлаждение в интервале температур Мн - Мк может привести к частичному отпуску мартенсита и уве­личению количества остаточного аустенита вследствие его ста­билизации, что снижает твердость стали. Таблица 1 Относительная интенсивность охлаждения закалочных сред Охлаждающая среда Температура, 0С Относительная интенсивность охлаждения в интервале температур пузырькового кипения Н охлаждающей среды пузырькового кипения Вода 10 % раствор NaCl в воде Раствор NaOH в воде: 10 %-ный 50 %-ный Масло минеральное 20 40 80 20 20 20 20…200 400…100 350…100 250…100 650…100 650…100 650…100 500…250 1,0 0,7 0,2 3,0 2,0 2,0 0,3 Чаще для закалки используют кипящие жидкости - воду, водные растворы щелочей и солей, масла. При закалке в этих средах различают три периода: 1) пленочное кипение, когда на поверхности стали образуется «паровая рубашка»; в этот период скорость охлаждения сравни­тельно невелика; 2) пузырьковое кипение, наступающее при полном разруше­нии паровой пленки, наблюдаемое при охлаждении поверхности до температуры ниже критической; в этот период происходит бы­стрый отвод теплоты; 3) конвективный теплообмен, который отвечает температурам ниже температуры кипения охлаждающей жидкости; теплоотвод в этот период происходит с наименьшей скоростью. В табл. 1 приведены примерный температурный интервал пу­зырькового кипения и относительная интенсивность охлаждения Н в середине этого интервала для различных охлаждающих сред. При закалке углеродистой и некоторых низколегированных сталей, имеющих малую устойчивость переохлажденного аустенита, в качестве охлаждающей среды применяют воду и водные растворы NaСl или NaOH. Вода как охлаждающая среда имеет существенные недостатки. Высокая скорость охлаждения в области температур мартенситного превращения нередко приводит к образованию закалочных дефектов; с повышением температуры воды резко ухудшается ее закалочная способность (см. табл. 1). При закалке изделий в горячей воде вследствие их медленного охлаждения при высоких температурах и быстрого охлаждения при низких температурах тепловые напряжения получаются низкими, а наиболее опасные структурные (фазовые) - высокими, что и может вызвать образование тре­щин. Наиболее высокой и равномерной охлаждающей способ­ностью отличаются холодные 8…12 %-ные водные растворы NaСl и NaOH, которые хорошо зарекомендовали себя на практике. При закалке в водных растворах паровая рубашка разрушается почти мгновенно и охлаждение происходит более равномерно и в основном протекает на стадии пузырькового кипения. Увели­чение охлаждающей способно­сти достигается при использо­вании струйного или душевого охлаждения, широко применяе­мого, например, при поверхно­стной закалке. Дальнейшим усовершенство­ванием методов охлаждения явилось применение смесей воды с воздухом, подаваемых через форсунки. Водовоздушные сре­ды применяют для охлаждения крупных поковок, рельсов и т. д. Для легированных сталей, обладающих более высокой ус­тойчивостью переохлажденного аустенита при закалке, приме­няют минеральное масло (чаще нефтяное). Масло как закалочная среда имеет следующие преимущества: небольшую скорость охлаждения в мартенситном интервале тем­ператур, что уменьшает возникновение закалочных дефектов, и постоянство закаливающей способности в широком интервале температур среды (20…150 0С). К недостаткам следует отнести повышенную воспламеняемость (температура вспышки 165…300 °С), недостаточную стабильность и низкую охлаждающую спо­собность в области температур перлитного превращения, а также повышенную стоимость. Температуру масла при закалке поддерживают в пределах 60…90 0С, когда его вязкость оказывается минимальной. Для закалки применяют водные растворы полимеров (ПК2, ПАА, УЗСП-1), снижающие скорость охлаждения в мартенсит­ном интервале температур. Однако нужно учитывать, что раство­римость полимеров в воде меняется с изменением температуры, что влечет за собой изменение охлаждающей способности. Все шире начинают применять охлаждение под давлением в среде азота, аргона и водорода. 6.2.5. Закаливаемость и прокаливаемость стали Под закаливаемо­стью понимают способность стали повышать твердость в ре­зультате закалки. Закаливаемость стали определяется в первую очередь содержанием в стали углерода. Чем больше в мартенсите углерода, тем выше его твердость. Легирующие элементы оказы­вают относительно небольшое влияние на закаливаемость. Под прокаливаемостью понимают способность стали получать закаленный слой с мартенситной или троосто-мартенситной структурой и высокой твердостью на ту или иную глубину. Прокаливаемость определяется критической скоростью охлаж­дения, зависящей от состава стали. Рис. 89. Зависимость прокаливаемости от критической скорости закалки Vк: а и а1 - глубина закаленного слоя; V1к - критическая скорость закалки углероди­стой стали; V2к, V3к - критические скорости закалки низколегированной и высоколе­гированной стали (сталь легирована несколькими элементами) Если действительная скорость охлаждения в сердцевине изделия будет превышать критическую скорость закалки Vк (рис. 89, V3кр, то сталь получит мартенситную структуру по всему сечению и тем самым будет иметь сквоз­ную прокаливаемость. Если действительная скорость охлаждения в сердцевине бу­дет меньше Vк (V1к , V2к), то изделие прокалится только на некоторую глубину а, а1 и прокаливаемость будет неполной. В этом случае в сердцевине произойдет распад аустенита с образованием пла­стинчатой ферритно-карбидной структуры (троостита, сорбита или перлита). За глубину закаленного слоя условно принимают расстояние от поверхности до полумартенситной зоны (50 % мартенсита + 50 % троостита). Диаметр заготовки, в центре которой после закалки в данной охлаждающей среде образуется полумартенситная структура, называют критическим диаметром Dк. Крити­ческий диаметр определяет размер сечения изделия, прокаливаю­щегося насквозь, т. е. получающего высокую твердость, а после отпуска и высокие механические свойства по всему сечению. Полумартенситная структура во многих случаях не обеспечивает макси­мум механических свойств - сильно снижается -1 и KCU. В связи с этим прокаливаемость нередко определяют по глубине закаленного слоя со структурой 95 % мартенсита. Критический диаметр для структуры 95 % мартенсита примерно на 25 % меньше критического диаметра, определенного по полумартенситной зоне. Полная прокаливаемость на структуру 99,9 % мартенсита со­ставляет 50 % полумартенситной прокаливаемости. Полумартенситную зону принимают в качестве критерия прокаливаемости потому, что ее легко определить по микроструктуре, но еще проще по твердости. Твердость полумартенситной структуры зависит от содержания в стали углерода. Например, при 0,13…0,22 % С твердость полумартенситной структуры углеродистой стали 25 HRC, легированной - 30 HRC; при 0,28…0,32 % С соответственно 35 HRC и 40 HRC, при 0,43…0,52 % С - 45 HRC и 50 HRC и при 0,53…0,62 % С - 50 HRC и 55 HRC. Прокаливаемость тем выше, чем меньше критическая скорость закалки, т. е. чем выше устойчивость переохлажденного аусте­нита. Легированные стали вследствие более высокой устойчивости переохлажденного аустенита и соответственно меньшей крити­ческой скорости охлаждения (см. рис. 89, v2к и v3к) прокаливаются на большую глубину, чем углеродистые. Сильно повышают про­каливаемость марганец, хром, молибден и малые добавки бора (0,003…0,005 %), менее сильно влияют никель и кремний. Про­каливаемость особенно возрастает при одновременном введении в сталь нескольких легирующих элементов. Устойчивость переохлажденного аустенита повышается, а кри­тическая скорость закалки уменьшается только при том условии, если легирующие элементы растворены в аустените. Если легирую­щие элементы находятся в виде избыточных частиц карбидов, то они не повышают устойчивость аустенита и могут ее уменьшить, так как карбиды служат готовыми зародышами, облегчающими рас­пад аустенита. Карбиды титана, ниобия и ванадия при нормально принятом нагреве под закалку обычно не растворяются в аусте­ните и понижают прокаливаемость. Сильно влияет на прокали­ваемость величина зерна аустенита. В углеродистой стали при укрупнении зерна от балла 6 до балла 1 - 2 глубина закаленного слоя возрастает в 2 - 3 раза, поэтому увеличение тем­пературы и длительности нагрева повышают прокаливаемость. Легирующие элементы, находящиеся в виде карбидов, не только создают дополнительные центры, способствующие распаду ау­стенита, но и измельчают его зерно, что также увеличивает кри­тическую скорость закалки и уменьшает прокаливаемость. При сквозной закалке свойства стали, и в частности твердость, по всему сечению изделия одинаковы. При несквозной закалке изменение структуры стали по сечению способствует соответ­ствующим изменениям свойств. При несквозной прокаливаемости твердость падает от поверхности к сердцевине. При несквозной прокаливаемости отпуск при высокой температуре уменьшает различие в твердости и времен­ном сопротивлении по сечению. Однако предел текучести, удар­ная вязкость и относительное сужение в сердцевине образца остаются более низкими. Это объясняется разным характером строе­ния ферритно-цементитной структуры. В закаленном слое в ре­зультате отпуска мартенсита образуется более дисперсная феррито-цементитная структура зернистого строения, а в сердце­вине она более грубая и имеет пластинчатое строение. Влияние прокаливаемости на механические свойства можно показать на примере. Заготовки из углеродистой стали с 0,45 % С, диаметром 10 мм прокаливаются в воде насквозь. После отпуска при 550 0С получается структура - сорбит отпуска. Для такой структуры характерны высокие механические свойства: В = 800 МПа; 0,2 = 650 МПа;  = 16 %;  = 50 % и KCU = 1 МДж/м2. При диаметре заготовки 100 мм и закалке в воде скорость охлаждения в сердцевине значительно меньше критиче­ской и там образуется структура из пластинчатого перлита и феррита. Эта структура обладает более низкими механическими свойствами: В = 700 МПа; 0,2 = 450 МПа;  = 13 %;  = 40 % и KCU = 0,5 МДж/м2. Для получения одинаковых и высоких механических свойств по всему сечению во многих слу­чаях необходимо обеспечить в процессе закалки сквозную прокаливаемость. Прокаливаемость углеродистой стали в небольших сечениях (диаметром до 15…20 мм) можно опре­делить по виду излома закаленных об­разцов. Часто прокаливаемость опре­деляют по кривым распределения твер­дости по сечению. Для этого образец ломают или разрезают и по диаметру сечения определяют твер­дость. Прокаливаемость даже одной и той же марки стали может колебаться в значительных пределах в зависимости от изменений химического состава стали, величины зерна, размера и формы изделия и многих других факторов. В связи с этим прокаливаемость стали каждой марки характеризуется не кривой, а так называемой полосой прокаливаемости, которая не всегда отражает действительную прокаливаемость стали в изделии. 6.2.6. Внутренние напряжения в закаленной стали Внутренние напряжения при закалке стали возникают вследствие неравномерного охлаждения поверхности и сердцевины изделия (эти напряжения называют тепловыми или термическими), увеличения объема и неоднородности протека­ния мартенситного превра­щения по объему изделия. Напряжения, вызываемые этим превращением, назы­вают структурными или фазовыми. Неодинаковое распре­деление температур по сечению изделия при быстром охлаждении сопровождается и неравномерным изменением объема. Поверхностные слои сжимаются быстрее, чем внутренние. Однако сжатию поверхностных слоев препятствуют внутренние слои. Это приводит к тому, что в поверхност­ных слоях образуются временные (т.е. исчезающие после снятия нагрузки) растягивающие, а во внутренних слоях - сжимающие напряжения. После окончательного охлаждения на поверхности получаются остаточные напряжения сжатия, а в сердцевине - напряжения растяжения (рис. 90, а). Появление остаточных напряжений является результатом того, что временные напряжения вызывают не только упругую, но и в той или иной степени неодно­временную и неодинаковую пластическую деформацию слоев по сечению. Рис. 90. Схема эпюры остаточных напряжений: а - тепловые; б - структурные; в - суммарные Рассмотрим теперь условия образования структурных напря­жений при полной прокаливаемости. При этом тепловые напряже­ния условно учитываться не будут. По достижении при закалке температур ниже точки Mн мартенсит в первую очередь образуется на поверхности, где точка Мн будет достигнута раньше, чем в сердцевине. Так как превращение аустенит  мартенсит сопровождается увеличением объема, то это приводит к образованию на поверхности временных сжи­мающих напряжений, а во внутренних слоях - растягивающих напряжений. По мере развития превращения знак напряжений на поверхности и в сердцевине меняется. Структурные напряжения относительно тепловых изменяются в обратном порядке. В результате мартенситного превращения на поверхности образуются остаточные напряжения растяжения, а в сердцевине - напряжения сжатия (рис. 90, б). Эти остаточные напряжения, как и тепловые, возникают в результате появ­ления под действием временных напряжений не только упругой, но и неодинаковой по сечению остаточной деформации. При закалке стали одновременно возникают как тепловые, так и структурные напряжения, которые суммируют (рис. 90, в). В данной схеме тепловые напряжения превышали структурные, поэтому на поверхности образовались напряжения сжатия. Од­нако в зависимости от соотношения между тепловыми и структур­ными напряжениями могут получиться различные эпюры суммар­ных напряжений, а в поверхностных слоях напряжения могут иметь разный знак и различную величину. Во многих случаях величина фазовых напряжений больше, чем величина тепловых. Остаточные напряжения, полученные после закалки, не ха­рактеризуют напряжения, возникающие при охлаждении (на­греве) стали. Остаточные напряжения всегда меньше временных напряжений, образующихся в процессе охлаждения. Если величина напряжений превышает сопротивление отрыву и металл мало пластичен, то напряжения не могут быть умень­шены пластической деформацией. Это вызывает образование тре­щин. Наиболее опасны при этом растягивающие напряжения на поверхности, которые способствуют образованию трещин и сни­жают предел выносливости стали. Растягивающие напряжения возникают в основном вследствие структурных напряжений, которые нужно стремиться уменьшить. Структурные напряжения тем больше, чем выше температура за­калки и скорость охлаждения в интервале температур Мн и Мк. Для снижения структурных напряжений нужно замедлять ско­рость охлаждения ниже точки Мн и избегать перегрева стали. 6.2.7. Способы закалки Рис. 91. Схема ступенчатой закалки эвтектоидной стали, содержащей 0,8 % С (а), и изотермической закалки легированной стали (б) Наиболее широко применяют закалку в од­ном охладителе (рис. 91). Такую закалку называют непре­рывной. Во многих случаях, особенно для изделий сложной формы и при необходимости уменьшения деформации, применяют и дру­гие способы закалки. Прерывистая закалка (в двух средах). Изделие, закаливаемое по этому способу, сначала быстро охлаждают в воде до темпера­туры несколько выше точки Мн, а затем быстро переносят в менее интенсивный охладитель (например, в масло или на воздух), в котором оно охлаждается до 20 0С. В результате переноса во вторую закалочную среду уменьшаются внутренние напряжения, которые возникли бы при быстром охлаждении в одной среде (воде), в том числе и в области температур мартенситного превращения. Закалка с самоотпуском. В этом случае охлаждение изделия в закалочной среде прерывают, с тем, чтобы в сердцевине изде­лия сохранилось еще некоторое количество теплоты. Под дей­ствием теплообмена температура в более сильно охлаждающихся поверхностных слоях повышается и сравнивается с температурой сердцевины. Тем самым происходит отпуск поверхности стали (самоотпуск). Закалку с самоотпуском применяют, например, для таких инструментов, как зубила, кувалды, слесарные молотки, керны, которые работают с ударными нагрузками и должны сочетать высокую твердость на поверхности с повышенной вязкостью в сердцевине. Ступенчатая закалка. При выполнении закалки по этому спо­собу (рис. 91, а) сталь после нагрева до температуры закалки охлаждают в среде, имеющей температуру несколько выше точки Мн (обычно 180…250 °С), и выдерживают в ней сравнительно короткое время. Затем изделие охлаждают до нормальной темпе­ратуры на воздухе. В результате выдержки в закалочной среде достигается выравнивание температуры по сечению изделия, но это не должно вызывать превращения аустенита с образованием бейнита. Мартенситное превращение протекает при охлаждении на воз­духе, но менее полно, чем при непрерывной закалке, вследствие чего сталь сохраняет больше остаточного аустенита. При ступен­чатой закалке уменьшаются объемные изменения вследствие при­сутствия большого количества остаточного аустенита и возмож­ности самоотпуска мартенсита, коробление в результате проте­кания мартенситного превращения почти одновременно во всех участках изделия и опасность появления трещин. Во время фазовых превращений, в том числе и мартенситного, снижается прочность стали и повышается пластичность. Это свое­образное разупрочнение, наблюдающееся только в момент пре­вращения (в данном случае мартенситного), используется при сту­пенчатой закалке для правки изделий, склонных к короблению. Правку (чаще под прессом) выполняют в период охлаждения из­делий на воздухе после извлечения их из закалочной среды. Ступенчатую закалку чаще применяют для инструмента из углеродистых сталей диаметром не более 8…10 мм. Скорость охлаждения более крупного инструмента в среде с тем­пературой выше точки Мн оказывается ниже критической ско­рости закалки, и аустенит претерпевает распад при высоких тем­пературах. Изотермическая закалка. Закалку по этому способу (рис. 91, б) выполняют в основном так же, как и ступенчатую, но в данном случае предусматривается более длительная выдержка выше точки Мн. При такой выдержке происходит распад аустенита с об­разованием нижнего бейнита. Для углеродистых сталей изотер­мическая закалка не дает существенного повышения механиче­ских свойств по сравнению с получаемыми обычной закалкой и отпуском. У большинства легированных сталей распад аустенита в про­межуточной области не идет до конца. Если аустенит, не распав­шийся при изотермической выдержке, не претерпевает мартенситного превращения при дальнейшем охлаждении, то сталь по­лучает структуру: бейнит + 10…20 % остаточного аустенита, обогащенного углеродом. При такой структуре достигается вы­сокая прочность при достаточной вязкости. Для многих сталей изотермическая закалка обеспечивает значительное повышение конструктивной прочности. Если же большая часть аустенита, не распавшегося после окон­чания промежуточного превращения, при последующем охлаж­дении претерпевает мартенситное превращение, то изотермиче­ской закалкой нельзя получить высокие механические свойства. В этом случае резко снижается сопротивление хрупкому разру­шению. Конструкционные легированные стали (0,3…0,5 % С) приобре­тают оптимальные механические свойства в результате изотерми­ческой закалки с выдержкой в нижней части промежуточной зоны изотермического распада аустенита (несколько выше точки Мн). Продолжительность выдержки в закалочной среде зависит от устойчивости аустенита при температурах выше точки Мн, оп­ределяемых диаграммой изотермического распада аустенита для данной стали. В качестве охлаждающей среды при ступенчатой и изотерми­ческой закалке чаще применяют расплавленные соли в интервале температур 150…500 °С, например 55 % KNO3 и 45 % NaNO2 (или NaNO3), а также расплавленные щелочи (20 % NaOH и 80 % КОН). Чем ниже температура соли (щелочи), тем выше ско­рость охлаждения в ней. Поскольку расплавленные соли охлаж­даются только вследствие теплоотдачи, то охлаждающая способ­ность их возрастает при перемешивании. Добавление воды (3…5 %) в расплавы едких щелочей или в селитру (0,2…1,2 %) с по­мощью специального приспособления при погружении в них на­гретого для закалки изделия вызывает кипение и увеличение скорости охлаждения в области температур перлитного превращения. Скорость охлаждения возрастает при температуре 400…450 °С в 4…5 раз, а при температуре 300 °С - в 2 раза. Охлаждение в расплавах едких щелочей, если предварительно детали нагревались в расплавленных солях (что не вызы­вает окисления), позволяет получить чистую поверхность светло-серого цвета. Закалку по этому способу называют светлой. Обработка стала холодом. В закаленной стали, особенно со­держащей более 0,5…0,6 % С, у которой точка Mк лежит ниже нуля, всегда присутствует остаточный аустенит. Аустенит понижает твердость, износостойкость и нередко приво­дит к изменению размеров деталей, работающих при низких тем­пературах, в результате самопроизвольного превращения его в мартенсит. Для уменьшения количества остаточного аустенита в закален­ной стали применяют обработку холодом, заключающуюся в ох­лаждении закаленной стали до температур ниже нуля. Понижение температуры до точки Мк (- 30…- 70 °С) для большинства сталей вызывает превращение остаточного аусте­нита в мартенсит, что повышает твердость HRC сталей с 0,8…1,1 % С на 1…3 единицы. Однако одновременно возрастают на­пряжения, поэтому изделия охлаждают медленно и сразу после обработки холодом выполняют отпуск. Выдержка стали после закалки при нормальной температуре более 3…6 ч стабилизует аустенит, и поэтому он менее полно пре­вращается в мартенсит при дальнейшем охлаждении и умень­шает эффект обработки холодом. Поэтому обработку холодом вы­полняют сразу после закалки. Обработку холодом используют главным образом для измери­тельных инструментов, для пружин и деталей из цементируемых высоколегированных сталей, сохраняющих много аустенита после закалки. 6.3. Отпуск стали 0тпуск - операция термической обработки, включающая нагрев закаленной стали до температур ниже А1, выдержку при этой температуре, охлаждение. Цель отпуска - уменьшение внутренних напряжений в металле и получение требуемых структуры и свойств. При нагреве закаленной стали со структурой мартенсита или мартенсита и аустенита остаточного протекают следующие превращения. До температуры 100 0С (стадия предвыделения) в мартенсите происходит диффузионное перераспределение углерода. Образуются ультрамикроскопические объемы с содержанием углерода и структурой, близкими к аналогичным показателям той фазы, которая должна выделиться. На первой стадии отпуска в интервале температур 100...200 0С в результате выделения из мартенсита углерода образуется  - карбид (Fe2,4C) в виде тонких пластин. Решетка карбида когерентно связана с решеткой мартенсита, который значительно обеднен углеродом (0,25...0,35 %С). На второй стадии (200...300 0С) аустенит остаточный превращается в смесь мартенсита с 0,25...0,35 % С и когерентного  - карбида. Одновременно происходит дальнейшее выделение углерода из мартенсита, который обедняется углеродом (0,1 % С), становясь отпущенным, решетка его из тетрагональной трансформируется в кубическую. Обогащаясь углеродом,  - карбид превращается в цементит Fe3C. На третьей стадии отпуска (300...350 0С) заканчивается выделение углерода из мартенсита, который становится ферритом. Происходит срыв когерентности решетки феррита и цементита. В конечном итоге к концу третьей стадии отпуска формируется смесь феррита и цементита. Дальнейший нагрев стали приводит к коагуляции (рост с одновременным округлением) ферритно-цементитной смеси. Зернистая феррито-цементитная смесь, образующаяся при отпуске (350...500 0С) из мартенсита, называется трооститом отпуска, при 500...650 0С - сорбитом отпуска, выше 650 0С - перлитом отпуска. Троостит, сорбит и перлит отпуска в отличие от получаемых из аустенита при непрерывном охлаждении имеют зернистое, а не пластинчатое строение. Стали с зернистой структурой характеризуются более высокой пластичностью и лучшей обрабатываемостью резанием. Низкий отпуск включает нагрев закаленной стали до 150...250 0С. Он применяется для придания поверхностным слоям изделий высоких твердости и износостойкости. Низкий отпуск, несколько уменьшающий внутренние напряжения, повышающий вязкость стали при сохранении ее высокой твердости, широко применяют при изготовлении измерительного, режущего и штампового инструмента (шаблоны, фрезы, метчики, зубила, штампы, волоки и др.), для деталей после цементации. При среднем отпуске закаленная сталь нагревается до 300...400 0С, чем обеспечивается получение структуры троостита отпуска, обладающего достаточными твердостью (40...55 HRC) и прочностью при высоком пределе упругости. Средний отпуск еще в большей степени, чем низкий, способствует уменьшению внутренних напряжений и наиболее часто применяется при термической обработке рессор и пружин. Рис. 92. Зависимость механических свойств стали от температуры отпуска Закалку с высоким отпуском поэтому называют термическим улучшением и применяют для ответственных деталей из среднеуглеродистых сталей (коленчатые валы, шатуны и т. д.). На рис. 92 представлена зависимость механических свойств углеродистой стали от температуры отпуска. 6.4. Поверхностная закалка сталей Конструкционная прочность многих изделий зависит от структуры поверхностных слоев. Так для деталей, рабо­тающих в условиях истирания (валы, шестерни), срок службы зависит именно от прочности его поверхностных слоев. Поэтому повышению поверхностной прочности стали следует уделять особое внимание. Одним из мето­дов упрочнения является поверхностная закалка. Имеется много способов поверхностной закалки. Ос­новным из них можно считать индукционный, при кото­ром нагрев деталей осуществляют токами высокой час­тоты (ТВЧ). Используют также различные виды лучево­го нагрева - электроннолучевой, лазерный, световой. Существуют и менее эффективные, но более просто организуе­мые методы газопламенного нагрева и закалки. Суть всех упомянутых методов заключается в том, что исполь­зуется поверхностный нагрев, обусловленный относи­тельно малыми теплопроводностью и временем воздей­ствия. 6.4.1 Индукционный и лазерный методы поверхностной закалки Распределение температуры в поверхностном слое имеет вид, представленный на рис. 93. При электроннолучевом нагреве в большей степени нагреваются внутренние слои металла. Метод индукционной закалки, т.е. токами высокой частоты (ТВЧ) был разработан в СССР В.П.Вологдиным. При индукционной закалке скорость нагрева определяется интенсивностью подвода тепла. Глубина (l, мм) прогреваемого слоя определяется выражением l = 5030 , (44) где  - удельное электросопротивление нагреваемого металла, Ом.м;  - магнитная проницаемость нагреваемого металла, Гс; f - частота тока, с-1. Оптимальное сочетание прочностных и пластических свойств изделий диаметром d достигается, если глубина нагреваемого слоя составляет 0,15d. Практически набор размеров деталей лучше обеспечивается машинными генераторами, хотя управление ламповыми проще. Дело в том, что характерные частоты машинных генераторов составляют 500…15000 с-1. Рис. 93. Распределение температур в поверхностном слое при различных способах поверхностной закалки: 1 - лазерная; 2 - индукционная; 3 - электроннолучевая Эти частоты соответствуют вариациям глубин нагретого слоя от 10 до 2 мм. Такой набор толщин соответствует наиболее часто применяемому набору размеров деталей (от 13 до 65 мм). Время нагрева до температур закалки колеблется от 1 до 10 с. Закалка с использованием ТВЧ легко поддается автоматизации, и, кроме того, ей могут подвергаться именно те участки деталей, для которых закалка необходима. Поверхностную закалку легированных сталей следует проводить на более высоких частотах, так как прокаливаемость большинства таких сталей выше прокаливаемости простых углеродистых сталей. Здесь во многих случаях вместо поверхностной закалки получается сплошная, поэтому лучше использовать ламповые генераторы. Организация метода закалки ТВЧ характеризуется рядом затруднений. Так, при индукционном нагреве наблюдается окисление поверхности. Поэтому в зону нагрева целесообразно подавать защитные или инертные газы (азот или аргон). Лазерная закалка осуществляется в результате кратковременного (от десятых до миллионных долей секунды) нагрева изделия концентрированным потоком энергии лазерного луча и быстрого со скоростью от 103 до 106 0 К/с охлаждения. Для лазерной термической обработки используют как газовые СО2 - лазеры непрерывного действия, так и твердотельные (на неодимовых стеклах) лазеры импульсно-периодического действия. Глубина термически обработанного поверхностного слоя регулируется плотностью мощности лазерного луча и временем его взаимодействия с изделием и может изменяться от 0,1…0,2 мм до 1…2 мм. Преимущества метода лазерной термической обработки перед другими традиционно используемыми методами поверхностной обработки заключается в высокой производительности, возможности автоматизации процесса. Возможность менять направление лазерного луча с помощью оптических систем обеспечивает обработку строго определенных участков и контуров деталей сложной формы. Подбор режимов лазерной обработки позволяет формировать в поверхностных слоях различную дисперсность частиц карбидов, мартенситных и других фаз, а также различную плотность дефектов структуры, и кроме того, снижает коробление и деформацию изделий. При лазерной термической обработке в поверхностно обработанных слоях можно формировать как более проч­ные слои (за счет измельчения структуры), так и более вязкие, если при очень быстром охлаждении фиксировать в поверхностном слое высокое содержание остаточного аустенита. 6.5. Термическая обработка чугуна Термическую обработку чугуна применяют в следующих целях: 1) для повышения механических свойств и износостойкости; 2) для улучшения обрабатываемости реза­нием в результате снижения твердости при термической обработке; 3) для снятия напряжений, возникающих в из­делиях из чугуна при литье. При термической обработке в чугуне развиваются та­кие же превращения, как и в стали, но в чугуне еще до­полнительно может происходить графитизация, которая приводит к дополнительному изменению свойств. Для снятия внутренних напряжений в чугуне применяют от­жиг при 500…550 °С в течение 6…8 ч. Для того, чтобы при термической обработке не возникали новые тепловые напряжения, нагрев проводят со скоростью 75…150° С/ч, а охлаждение - со скоростью 30…60 °С/ч. Для повышения пластичности, снижения твердости перед обработкой резанием применяют высокотемпера­турный отжиг при 850…900 °С в течение 0,5…1,5 ч. В про­цессе этого отжига происходит графитизация цементита как первичного, так и эвтектоидного. Для сокращения времени обработки либо повышают температуру отжига до 1050…1150°С (нагревают в соляных ваннах несколько минут), либо используют нагрев токами высокой частоты. Для повышения механических свойств и увеличения износостойкости применяют нормализационный отжиг при 850…950 °С в течение 1…2 ч с охлаждением на воз­духе. В результате нормализации образуется мелкозер­нистая перлитная структура. Часто для повышения механических свойств чугунов применяют закалку с отпуском. Для закалки детали на­гревают до температур 840…900 °С и охлаждают в мас­ле. При закалке образуется смесь мартенсита и графита. Если закаленный чугун подвергнуть низкому отпуску при 200…250 0С, то в нем сохраняется высокая твердость (3500…4000 НВ) и высокая износостойкость. При более высокотемпературном отпуске (300…500 °С) в чугунах образуется троостито-сорбитная струк­тура, твердость снижается, но улучшается пластичность. Чтобы закалка не вызывала трещин, целесообразно при­менение высокочастотного нагрева. 6.6. Основы химико-термической обработки (ХТО) При химико-термической обработке материалов измене­ние их свойств достигается как за счет изменения хими­ческого состава поверхностных слоев, так и воздействи­ем на структуру этого слоя путем термической обработ­ки. Для обеспечения проникновения компонентов в изделие, насыщение требуется проводить при повышен­ных температурах. Часто прочность сцепления покрытий с изделием бывает недостаточной. Для повышения проч­ности подбирают подходящую последовательность рас­положения различных компонентов в покрытии. Рис. 94. Влияние температуры и продолжительности цементации на толщину цементованного слоя в стали 10: 1 - 1000 °С: 2 – 950 °С; 3 – 900 °С; 4 – 850 °С; 5 – 800 °С Нагрев изделий до заданной температуры проводят в твердых, газовых или жидких средах, содержащих на­сыщающий элемент. На поверхности изделия осущест­вляются различные обменные реакции, приводящие к из­менению составов контактирующих материалов. В част­ности, при насыщении железа различными элементами могут образовываться и твердые растворы, и химические соединения. По своей физической природе поверхностное насы­щение является диффузионным процессом. Насыщение стали металлами (диффузионную метал­лизацию) проводят при более высоких температурах и более длительное время, чем неметаллами, например углеродом или азотом. При этом глубина насыщаемого слоя зависит не только от времени, но и от концентрации диффундирующего элемента. В качестве характеристики, определяющей глубину насыщаемого слоя, часто ис­пользуют расстояние от поверхности, на котором кон­центрация снижается в 2,7 раза. Концентрация диффун­дирующего вещества на поверхности зависит от его ак­тивности в окружающей среде, скорости диффузионных процессов, состава обрабатываемой стали и структуры образующихся фаз. При повышении температуры увели­чивается скорость диффузии и поэтому быстро увеличивается толщина насыщенного слоя (рис. 94). Толщину диффузионного слоя можно определить по микрострукту­ре из-за отличий в травимости, а также методом рентгеноструктурного анализа. 6.6.1. Цементация стали Под цементацией понимают процесс насыщения поверхно­сти углеродом. Ее целью явля­ется получение твердой и изно­состойкой поверхности. Цемен­тации обычно подвергают низкоуглеродистые стали, со­держащие 0,1…0,18 (иногда до 0,30) % С. По­сле обработки поверхностные слои содержат 0,8…1,0 % С, а сердцевина изделий остается вязкой. На цементацию детали обычно поступают после меха­нической обработки. Если це­ментации следует подвергать часть поверхности детали, то нецементируемые участки за­щищают тонким слоем меди или изолируют специальными обмазками, состоящими из сме­си огнеупорной глины, песка и асбеста, замешанных на жидком стекле или других связках. Цементацию проводят в области существования аустенита из-за малой растворимости углерода в феррите. Как правило, цементацию осуществляют при температурах 920…950 °С. Когда активность углерода в газовой фазе велика, концентрация растворенного углерода в аустените достигает предела насыщения (определяемого на диа­грамме линией SE) и на поверхности изделий образуется слой цементита. В реальных условиях слой цементита на поверхности образуется очень редко и обычно цементованный слой состоит из аустенита почти насыщенного углеродом при температуре цементации. При охлажде­нии он распадается на феррит и цементит. Практически всегда в цементованном слое концентрация углерода убы­вает от поверхности к сердцевине изделия. У поверхности имеется заэвтектоидная зона, состоящая из перлита и вторичного цементита. Эта зона постепенно переходит в эвтектоидную - состоящую из пластинчатого перлита и, наконец, в доэвтектоидную зону, состоящую из перли­та и феррита. В этой зоне доля феррита возрастает по мере приближения к сердцевине. Хотя обычно средняя концентрация углерода в по­верхностном слое и составляет 0,8…1,0 % С, иногда для повышения сопротивления контактной усталости ее по­вышают до 1,1…1,2 %. Более высокое содержание угле­рода нецелесообразно, так как при этом повышается хрупкость цементованного слоя. Если цементируют стали, легированные карбидообразующими элементами, то может образовываться двухфаз­ный слой, состоящий из аустенита и глобулярных карбидов. Несмотря на то, что концентрация углерода в леги­рованном аустените ниже, чем в обычном, средняя концентрация углерода в сталях, легированных хромом, марганцем, вольфрамом, молибденом и ванадием дости­гает 1,8…2 %. На скорость диффузии легирующие эле­менты влияют неодинаково. Так, например, вольфрам и хром ее уменьшают, а никель - увеличивает. Поэтому вольфрам и хром, повышая концентрацию углерода в по­верхностных слоях изделий, уменьшают их толщину. Ни­кель, наоборот, снижает концентрацию углерода и уве­личивает толщину диффузионного (цементованного) слоя. Марганец почти не влияет на коэффициент диффу­зии углерода в аустените, но увеличивает его в легиро­ванном цементите, повышая глубину упрочненного слоя. Цементируют стальные изделия различными метода­ми. При цементации в твердом карбюризаторе источни­ком углерода является активированный уголь, каменно­угольный полукокс или торфяной кокс. Для ускорения цементации и регулирования состава поверхностных слоев в шихту добавляют активизаторы, которыми слу­жат углекислый барий (ВаСО3) и кальцинированная со­да (Na2СО3). Содержание Ва2СО3 в смеси составляет 20…25 %. Для предотвращения спекания частиц карбю­ризатора к шихте добавляют также СаСО3 в количестве 3…5 %. Выдержка при температуре цементации (920…950 °С) зависит от требующейся толщины цементован­ного слоя, и как правило, для слоя толщиной 0,7…0,9 мм она колеблется от 6 до 8 ч, а для слоя в 1,2…1,5 мм - от 9 до 14 ч. Для наследственно мелкозернистых сталей с целью ускорения цементации температуру повышают до 950…1000 °С. Газовую цементацию проводят путем нагрева изделия в среде газов, содержащих углерод. В качестве кар­бюризатора чаще всего используют природный газ. Газовая цементация имеет преимущества перед це­ментацией в твердом карбюризаторе, так как позволяет получить не только заданную концентрацию углерода, но и обеспечивает большую равномерность толщины слоя, что позволяет уменьшить длительность обработки. При газовой цементации процесс можно автоматизировать. Кроме того, упрощается последующая термическая обра­ботка изделий, поскольку не требуется извлечения дета­лей из карбюризатора и имеется возможность проводить закалку непосредственно из цементационной печи. В последние годы начинают также развиваться мето­ды жидкостной цементации с использованием солевых расплавов и наложением процессов электролиза. Для це­ментации используют барботируемые жидкости, ско­рость цементации в которых в 3…5 раз выше, чем в твер­дых карбюризаторах. При электрохимико-термической обработке также значительно ускоряются многие процессы насы­щения. Термическая обработка после цементации Окончательные свойства изделия, подвергающиеся це­ментации, получают в результате термической обработ­ки. Эта термическая обработка исправляет структуру и измельчает зерно, как сердцевины, так и цементованного слоя, вырастающее при длительной выдержке стали в области высоких температур. После цементации при­меняют различные схемы термической обработки (рис. 95). Чаще всего применяют закалку для улучшения структуры сердцевины, т. е. резкое охлаждение от 820…850 °С. Рис. 95. Различные схемы обработки стали после цементации: Ц - цементация; З - закалка; О - низкий отпуск; ВО - высокий отпуск; Ох - обработка холодом Причем целесообразно проводить закалку без повторного нагрева, а лишь после подстуживания изделия до 840…860 °С после его цементации. Но такая за­калка не полностью исправляет структуру сердцевины. Она обычно пригодна только для наследственно мелко­зернистых сталей. При цементации и закалке детали коробятся. Для уменьшения деформации цементированных изделий применяют ступенчатую закалку в горячем мас­ле, нагретом до температуры 160…180 °С. После цементации в твердом карбюризаторе термическую обработку применяют в виде двойной закалки и низкого отпуска. Первую закалку (или нормализацию) проводят с нагревом до 880…900 0С (выше точки АС3) и назначают ее для исправления структуры сердцевины. Кроме того, в поверхностном слое при нагреве частично растворяется цементитная сетка, которая при последу­ющем быстром охлаждении уже вновь не образуется. Вторую закалку проводят с нагревом до 760…780 °С спе­циально для упрочнения цементованного слоя и прида­ния ему высокой твердости. Такая термическая обработ­ка может вызвать повышенное коробление в изделиях сложной формы, а также окисление и обезуглерожива­ние. Кроме того, она усложняет и удорожает технологи­ческий процесс. Образующаяся в поверхностном слое структура после термической обработки представляет собой либо мартен­сит, либо мартенсит с небольшой долей избыточных карбидов глобулярной формы. Заключительной операцией термической обработки цементированных изделий во всех случаях является низ­кий отпуск при 160…180 °С, в результате которого про­исходит отпуск мартенсита и снижаются напряжения. Твердость поверхностного слоя для углеродистой стали равна 60…64 HRC и для легированной 58…61 HRC (снижение вызвано остаточным аустенитом). Если же закалку проводить однократно, то содержание остаточ­ного аустенита в легированных сталях достигает 50… 60 %, что значительно снижает твердость. В результате цементации и последующей термической обработки повышается предел выносливости стальных изделий, понижается чувствительность к концентраторам напряжений. Цементированная сталь имеет высокую износостойкость и контактную прочность. 6.6.2. Азотирование стали Рис. 96. Диаграмма состояния сплавов системы Fe - N Азотирование - это процесс насыщения поверхностного слоя азотом при нагреве стали в атмосфере аммиака. При азотировании резко повышается температурная ус­тойчивость к сохранению твердости поверхностного слоя, его износостойкость, предел выносливости и сопротивле­ние коррозии. Твердость азотированного слоя выше, чем цементованного, причем сохраняется она до более высо­ких температур (600…650 °С), в то время как твердость цементованного слоя, имеющего мартенситную структу­ру, сохраняется только до 200…225 °С. При азотировании образуется несколько фаз (рис. 96): твердый раствор азота в  - железе ( - фаза);  - фаза - твердый раствор на основе нитрида железа Fe4N (5,7…6,1 % N);  - фаза - твердый раствор азота в нит­риде железа Fe2,3N (8,15…11,2 % N). При концентрации азота 11,35 % и температуре 450 °С возможно образова­ние  - фазы - Fe2N. В области повышенных температур (выше 591 °С) существует твердый раствор азота в  - железе. Ниже 591 °С происходит эвтектоидный распад  - фазы на  - и  - фазы с образованием азотистого перлита. Скорость азотирования, по-видимому, определяется интенсивно­стью образования атомарного азота по реакции NH3  N + 3H. Азотирование проводят при температурах как выше эвтектоидной температуры (591 °С), так и ниже. Если азотируют при темпе­ратуре ниже эвтектоидной, то сначала при насыщении на поверхности образуется  - фаза, затем появляется  - фаза, а при еще большем насыщении азотом -  - фаза. Последовательность распо­ложения фаз в поверхност­ном слое следующая:     . Если же насыщение азотом проводят при темпе­ратуре выше эвтектоидной, то образуются фазы в после­довательности: , ,  и . При охлаждении после азо­тирования  - фаза претерпе­вает эвтектоидный распад. Рис. 89. Влияние температуры про­цесса на твердость азотированного слоя: 1 - нитраллой 38ХМЮА; 2 - леги­рованные конструкционные стали (40Х; 30ХМА; 18ХНВА и др.); 3 - углеродистые стали (30, 40, 45 и др.) Обычно азотированию подвергают среднеуглеродистые легированные стали, ко­торые в результате азотирования приобретают высокую твердость и износостойкость, потому, что в них образуют­ся нитриды специальных элементов. Если же азотировать обычные углеродистые стали (например, Ст3, 40 и др.), то в результате азотирования твердость их невелика (рис. 97). Технология азотирования Процесс азотирования включает несколько последова­тельно выполняемых операций. Сначала проводят опера­цию улучшения, состоящую в закалке и высоком отпуске. Как правило, закалку проводят при температурах 800…850 °С с охлаждением в воде или масле. Отпуск проводят при температуре, превышающей температуру последую­щего азотирования. Структура стали после такого отпус­ка - сорбит. Применяют отпуск не только для устране­ния коробления, но и для получения твердости, допускающей обработку резанием. После улучшения проводят механическую обработку детали резанием и ее шлифова­ние для придания необходимых размеров. На следую­щем этапе обработки участки, не подлежащие азотированию, защищают тонким слоем олова или жидкого стек­ла и лишь затем проводят азотирование в течение 24…96 ч. После азотирования осуществляют окончательное шлифование и доводку изделия. Иногда для ускорения применяют двухступенчатый процесс; сначала азотируют при 500…520 °С, а затем при 540…600 °С. Применение двухступенчатого азотирова­ния уменьшает длительность обработки, но не приводит к снижению твердости. Охлаждение деталей после азо­тирования проводят вместе с печью в потоке аммиака. Значительное сокращение времени азотирования (в 2…3 раза) получается при азотировании в «тлеющем разряде», т. е. когда обрабатываемую деталь, находящу­юся в разреженной атмосфере, содержащей азот, под­ключают к отрицательному электроду - катоду. В каче­стве анода служит контейнер. Между катодом и анодом возникает тлеющий разряд. В рабочем пространстве уве­личивается концентрация атомарного азота, деталь на­гревается до температуры насыщения в результате бом­бардировки ионами газа. Еще более быстрым является азотирование в жидких средах - расплавленных цианистых солях (тенифер-процесс). Как и при газовом азотировании, так и при тенифер-процессе твердость азотированного слоя составляет 300…350 HV для углеродистых сталей, а для легирован­ных может меняться от 600 до 1100 HV. При жидкост­ном азотировании не происходит ни коробления деталей, ни заметного изменения их размеров. Недостатками это­го процесса являются токсичность и высокая стоимость цианистых солей. 6.6.3. Цианирование и нитроцементация Цианированием и нитроцементацией называют процесс одновременного насыщения поверхности изделия углеро­дом и азотом. Цель обоих процессов - одна: повысить твердость и износостойкость стальных изделий. Различие процессов - в способе насыщения и насыщающей среде. Цианирование проводят в расплавленных солях, содержащих цианистый натрий. В отличие от описанного вы­ше тенифер-процесса, цианирование ведут при более вы­соких температурах (820…860 °С). Цианированный слой содержит углерода меньше, чем цементованный (при­мерно 0,6…0,7 %), а азота в нем 0,8…1,2 %. Изделия после цианирования прямо из ванны подвергают закал­ке, а затем - низкому отпуску при 180…200 °С. Циани­рованный слой имеет большую по сравнению с цементированным износостойкость и более высокий предел вынос­ливости, его твердость 58…62 HRC. Различают среднетемпературное цианирование (при 820…860 °С) и высокотемпературное (930…960 °С). При высокотемпературном цианировании получается более толстый слой и его применяют для более крупных дета­лей. В отличие от цианирования - нитроцементацию проводят в смеси науглероживающего газа и аммиака. Важно, что при этом скорость диффузии углерода выше, чем при обычной цементации, несмотря на то, что тем­пература нитроцементации почти на 100°С ниже (850…860 °С). Установлено, что ускорение диффузии углерода вызвано присутствием азота. После нитроцементации изделия закаливают либо прямо из печи, либо с подстуживанием до 800…825 °С. Иногда применяют ступенчатую закалку. После закалки всегда дают низкотемпературный отпуск (160…180 °С). Структура нитроцементованного слоя состоит из мел­кокристаллического мартенсита, мелких, равномерно распределенных карбонитридов (25…30 %) и остаточно­го аустенита. После закалки и отпуска твердость нитроцементован­ного слоя составляет 58…64 HRC (5700…6900 HV). Мак­симальная прочность получается при оптимальном соот­ношении содержаний углерода и азота в поверхностном слое. Причем его численное значение для разных марок может изменяться от 1,0 до 1,65. Газовой нитроцементации подвергают детали слож­ной формы, склонные к короблению. Преимущества ме­тода нитроцементации по сравнению с газовой цемента­цией состоят в меньшей деформации и короблении дета­лей, что обусловлено меньшей длительностью процесса. Нитроцементация имеет преимущества и перед цианированием, так как для ее проведения не требуется применения ядовитых солей, а также возможно более тонкое регулирование содержания углерода и азота в слое. В последнее время вместо тенифер-процесса рас­ширяется применение низкотемпературной нитроцементации (при 570 °С в течение 0,5…3 ч) в атмосфере, содер­жащей 50 % эндогаза (экзогаза) и 50 % аммиака. При низкотемпературной нитроцементации на поверхности образуется слой карбонитридов Fe3(N,С), твердость ко­торого в легированных сталях достигает 5000…11000 HV. 6.6.4. Борирование Борированием называют процесс поверхностного на­сыщения поверхностных слоев стальных изделий бором при температуре 900…950 0С в течение 2…6 ч. Для борирования применяют карбид бора (В4С) и буру (Na2B4O7), ферробор, аморфный бор, диборан (В2Н6) и другие боросодержащие вещества. Цель борирования - повышение твердости, износостойкости и некоторых других свойств стали. Диффузионный слой толщиной 0,05…0,15, состоящий из боридов FeB и Fe2B обладает высокой твердостью (HV до 21000 МПа), стойкостью к абразивному изнашиванию, коррозионной стойкостью, поэтому его применяют для повышения стойкости бурильного и штампового инструмента. 6.6.5. Диффузионная металлизация Диффузионной металлизацией называют процесс по­верхностного насыщения стали металлами. Насыщение алюминием называется алитированием, хромом - хро­мированием, кремнием - силицированием, титаном - титанированием и т. д. В результате насыщения поверх­ности указанными металлами повышается определенный комплекс свойств (износостойкость и твердость, коррози­онная стойкость, жаростойкость и др.). Как и при насы­щении металлоидами, существуют различные способы осуществления диффузионной металлизации. При насы­щении стали металлами с низкой температурой плавле­ния (алюминий, цинк), чаще применяют их расплавы, а для более тугоплавких (кремний, ванадий) используют контакт стали либо с их порошковыми ферросплавами, либо летучими хлоридами металлов (АlСl3, CrCl2, SiCl4 и др.). Алитирование проще проводить отжигом в порошко­образных смесях либо методом напыления с последую­щим диффузионным отжигом при 900…1100°С. В результате окисления алюминия после алитирования на поверхности стали образуется пленка Al2O3, пре­дохраняющая ее от окисления и сталь приобретает повышенную коррозионную стойкость. Толщина алитированного слоя обычно составляет 0,2…1,0 мм. Алитированию подвергают детали, длительно работающие при вы­соких температурах (чехлы термопар, детали разливоч­ных ковшей, топки газогенераторных машин). Хромирование изделий проводят чаще всего в порош­кообразных смесях (например, в смесях, содержащих 50 % феррохрома, 49 % оксида алюминия и 1 % хлорис­того аммония). Хром при высокой температуре (1000…1050 °С) испаряется из феррохрома и диффундирует в сталь. По структуре диффузионный слой представляет твердый раствор хрома в  - железе, если хромируют тех­ническое железо, а при насыщении стали в хромистом феррите распределяются специальные карбиды хрома (Cr,Fe)7C3, (Cr,Fe)23С6. Карбидный слой обладает вы­сокой твердостью, достигающей 12000…13000 HV. В по­следнее время применяют так называемое глубокое хромирование (на глубину от 2 до 8 мм, осуществляемое при высоких температурах (1400…1450 °С)). Хромирова­ние применяют для деталей, работающих на износ в аг­рессивных средах (детали паросиловой аппаратуры, пароводяная арматура и др.). Силицирование проводят для повышения стойкости изделий в морской воде, различных кислотах (серной, соляной, азотной), в порошкообразных смесях (70 % ферросилиция, 20 % шамота, 5 % HCl), но чаще - в га­зообразной среде (SiCl4) при 950…1000 °С. Силицированный слой представляет собой твердый раствор крем­ния в  - железе. Он отличается повышенной пористостью, глубина его 0,3…1 мм. Твердость силицированного слоя невысока (2000…3000 HV), но после предварительной про­питки маслом при 170…200 °С он обладает высокой износостойкостью. Силицированию подвергают детали оборудования для химической, нефтеперерабатывающей промышленности т. п. При титанировании поверхностный слой в низкоугле­родистой стали отличается повышенными коррозионны­ми свойствами, а в средне- и высокоуглеродистых - так­же и высокой твердостью (до 27000 HV) и износостой­костью. Титанирование проводят в порошкообразных смесях (например, 75 % порошка низкоуглеродистого титана, 15 % плавикового шпата, 4 % фтористого натрия и 6 % соляной кислоты). Процесс проводят при 800…1000°С. Разрабатываются также способы газового титанировация - при пониженном давлении и температуре 1000 °С в присутствии титанового порошка или губки. Продол­жительность процесса варьируют от 2 до 6 ч. Образую­щийся поверхностный титанированный слой имеет очень высокую твердость. Так у стали 45 поверхностная твер­дость достигает 27000 HV. Титанирование применяют для лопастей гребных винтов, поршней судовых двигателей, фильер для протяжки проволоки и т. п. При титанировании фильер из стали их износостойкость на 30 % превы­шает стойкость металлокерамического твердого сплава ВК8. В последнее время разрабатывают способы многоком­понентного насыщения поверхности несколькими метал­лами и металлоидами. В случае насыщения метал­лами на поверхности обра­зуются слои со свойствами, характерными для легиро­ванных сталей. Наиболее широко пока разрабатывают методы двухкомпонентного насыщения (например, один из компонентов - бор, повы­шающий износостойкость, а второй - алюминий, повы­шающий жаростойкость). Кроме бороалитирования при­меняют также боросилицирование, боротитанирование, бороазотирование и многие другие. Износостойкость бороалитированных, борохромированных, бороцирконированных изделий ниже, чем просто борированных, но эти покрытия менее хрупки и изделия выдерживают более высокие динамические нагрузки. Еще более высокие свойства поверхностных слоев по­лучаются при трех- и более компонентном насыщении. Применяют также способ осаждения покрытий из карбидов и нитридов титана, циркония и других элемен­тов. Стойкость инструмента с покрытиями из карбидов титана повышается в 2,5…3,5 раза. Толщина карбидного слоя 3…6 мкм получается за 2…3 ч при 1000 °С. В по­следнее время используют резцы с покрытиями из нитридов титана. Это покрытие имеет меньшую твердость по сравнению с покрытием из карбида титана, но дает возможность работать с большими скоростями резания, так как уменьшается разогрев инструмента. В заключение следует отметить, что скорость процессов диффузионной металлизации существенно различна в углеродистых и легированных сталях. При этом различные легирующие элементы могут, как ускорять, так и замедлять процесс диффузионной металлизации (рис. 98). Рис. 98. Влияние легирующих элементов на толщину хромированного слоя (температура хромирования 1100 0С) 6.7. Основное оборудование термических цехов. Механизация и автоматизация процессов термической обработки Для обеспечения высокого качества изделий важное зна­чение имеет правильный выбор оборудования для прове­дения процессов термической и химико-термической об­работки. Поэтому целесообразно дать хотя бы очень краткий обзор основного оборудования, применяемого в термических цехах. Основным оборудованием являются печи, различные нагревательные агрегаты и охлаждающие устройства. В настоящее время и в нашей стране и за рубежом наиболее широкое распространение для различных ви­дов термической обработки (нормализации, отжига, за­калки, цементации, азотирования и др.) получили так называемые камерные печи, либо агрегаты на их основе, применяемые для обработки деталей, как в воздушной среде, так и в защитных атмосферах. Агрегаты состоят из кожуха печи, футеровки, электрических нагреватель­ных элементов, форкамеры, обеспечивающей возмож­ность продувки внутреннего пространства печей газом и регулировку скорости охлаждения изделий, а также механизмов перемещения поддонов с обрабатываемыми изделиями. В состав агрегатов входят также газо-приготовительные установки и системы регулирования соста­ва и расхода газов. Для различных видов термической обработки исполь­зуют шахтные печи, корпуса которых футерованы огне­упорными и теплоизоляционными материалами, обеспе­чивающими равномерность нагрева изделий (температу­ра рабочего пространства регулируется автоматически). Рис. 91. Схема шахтной электропечи: 1 - съемная крышка; 2 - опора с подвеской; 3 - нагреватель; 4 - внутренний муфель; 5 - защитный муфель; 6 - вентилятор; 7 - холодильник Как правило, шахтные печи используют для термиче­ской обработки крупногабаритных изделий (шестерен, зубчатых колес, валов длиной до 2,5 м и массой до 4 т и других длинномерных изделий). Схема шахтной элект­ропечи приведена на рис. 99. В последние годы в практику работы термических цехов внедряют закалочно-отпускные конвейерные агре­гаты с защитной атмосфе­рой. Агрегаты состоят из закалочной печи, закалочного бака, моечной маши­ны, отпускной печи и ба­ка для охлаждения. Обогрев печей осуществляется газовыми радиа­ционными трубами. Дета­ли в закалочную печь подают с помощью кон­вейера. Печь имеет дози­рующее загрузочное устройство. Для газовой цемента­ции и нитроцементации используют так называе­мые проходные агрегаты, в которых поддоны с об­рабатываемыми деталями проталкиваются через на­гретую печь специальны­ми толкателями. Обогрев печей осуществляется специальными газовыми трубами с использованием тепла отходящих газов, отводимых от других агрегатов. Управление комплексом агрегатов ав­томатизировано. Для термической обработки мелких изделий приме­няют электрические печи барабанного типа, а также конвейерные печи, которые могут быть как электрически­ми, так и газовыми. Как и ранее, в настоящее время используют печи для нагрева деталей в жидких средах - соляные ванны. Преимуществами обработки в соляных ваннах явля­ется высокая скорость и равномерность нагрева, возмож­ность осуществлять локальный нагрев детали. Их применяют, как правило, для обработки различных инструментов. Расширяется в последние годы и использование для термической обработки различного типа вакуумных пе­чей, а также печей и агрегатов с индукционным нагревом и нагревом в кипящем слое. Для поверхностной закалки деталей в последнее де­сятилетие широко применяют лазерную термическую об­работку. Для термической обработки деталей в автомо­бильной и тракторной промышленности, обработки кро­мок инструмента и штампов требуются лазеры сравни­тельно небольшой мощности (0,8…1,0 кВт). Процесс тер­мической обработки легко может быть автоматизирован. В термических цехах заводов начинают применять и электронно-лучевые методы нагрева деталей. Рис. 100. Схема установки ионно-плазменной химико-термической обработки: 1 - система подачи легирующего газа; 2 - низковольтный ис­точник питания; 3 - катод; 4 - изделие; 5 - вакуумная каме­ра; 6 - высоковольтный источник питания Для химико-термической обработки (азотирования, науглероживания, поверхностной металлизации и др.) в последнее время используют установки ионно-плазменного нагрева типа «Булат» (рис. 100). Установка состоит из вакуумной камеры, дуго­вого испарителя, источника питания и системы подачи легирующего элемента. При нанесении металлического покрытия из испаряемого металла изготавливают катод, в случае азотирования или цементации в камеру подают смесь соответствующих газов. В установках данного типа возможно наносить на поверхность изделия не только чистые металлы, но и хи­мические соединения (нитриды титана или циркония, оксиды и т. п.) и сплавы. В заключение следует отметить, что несмотря на значительное расширение использования перечисленных способов термической обработки (лазерной, ионно-плазменной, электронно-лучевой), их доля в общем объеме продукции сравнительно невелика и в будущем не пре­высит 5…10 %. Контрольные вопросы к главе 6 1. Приведите определения основных процессов термической обра­ботки: отжига, нормализации и закалки. 2. Какие вам известны разно­видности процесса отжига и для чего они применяются? 3. Какова приро­да фазовых и термических напряжений? 4. Какие вам известны разновид­ности закалки и в каких случаях они применяются? 5. Каковы виды и причины брака при закалке? 6. Какие Вам известны группы охлаждающих сред и каковы их особенности? 7. От чего зависит прокаливаемость ста­ли и в чем ее технологическое значение? 8. Какие вам известны техноло­гические приемы уменьшения деформации при термической обработке? 9. Для чего и как производится обработка холодом? 10. Как изменяются скорость и температура нагрева изделий из легированной стали по сравне­нию с углеродистой? 11. В чем сущность и особенности термомеханичес­кой обработки? 12. Как влияет поверхностная закалка на эксплуатацион­ные характеристики изделия? 13. Как регулируется глубина закаленного слоя при нагреве токами высокой частоты? 14. Каковы сущность и назна­чение диаграмм допустимых и преимущественных режимов нагрева под закалку токами высокой частоты? 15. Каковы преимущества поверхност­ной индукционной закалки? 16. В чем заключаются физические основы химико-термической об­работки? 17. Сущность процесса азотирования. 18. Сущность процесса цемен­тации. 19. Назначение цементации и режим термической обработки после нее. 20. Чем отличаются режимы цементации легированной и углеродистой стали? 21. Каковы свойства цементированных и азотированных изделий? 22. Сущность и назначение процесса цианирования. 23. В чем различие между диффузионным и гальваническим хромированием? 24. Для каких целей и как производится нитроцементация? 25. Сущность и назначение процес­са борирования. 26. Как изменяются свойства изделий при дробеструй­ной обработке и какова природа этих изменений? 27. Как влияет поверх­ностное упрочнение на эксплуатационные характеристики изделий? ЛИТЕРАТУРА 1. Ю.M. Лахтин, В.П. Леонтьева. Материаловедение: Учеб. для вузов. – 3-е изд. - М.: Машиностроение, 1990. – 528 с.: ил. 2. Ю.М. Лахтин. Металловедение и термическая обработка металлов: Учебник для вузов. – 4-е изд. - М.: Металлургия, 1993. – 447 с. 3. А.П. Гуляев. Металловедение: Учеб. для вузов. – 6-е изд. - М.: Металлургия, 1986. – 544 с. 4. А.Е. Лейкин, Б.И. Родин. Материаловедение: Учебник для машиностроительных специальностей вузов. - М.: Высшая школа, 1971. – 414 с.: ил. 5. Металловедение и термическая обработка стали: Справ. изд. – 3-е изд., перераб. и доп. В 3-х т./Под ред. Бернштейна М.Л., Рахштадта А.Г. М.: Металлургия, 1983. 6. Ю.П. Солнцев, В.Л. Жавнер, С.А. Вологжанина, Р.В. Горлач. Оборудование пищевых производств. Материаловедение: Учеб. Для вузов. – СПб.: Изд-во «Профессия», 2003. – 526 с. 7. Б.Л. Арзамасов, И.Л. Сидорин, Г.Ф. Косолапов и др. Материаловедение: Учеб. Для вузов. - 2-е изд. – М.: Машиностроение, 1986. – 384 с. 8. И.И. Новиков. Теория термической обработки металлов. – М.: Металлургия, 1986. – 456 с. 9. В.К. Супрунчук, Э.В. Островский. Конструкционные материалы и покрытия в продовольственном машиностроении: Справ. – М.: Машиностроение, 1984. – 328 с. 10. Г.П. Тищенко, А.В. Трофимович. Повышение долговечности пищевого оборудования. – М.: Агропромиздат, 1985. – 386 с. 11. М.Г. Шевченко, С.В. Генель. Гигиенические требования к полимерным материалам, применяемым в пищевой промышленности. – М.: Медицина, 1972. – 196 с. 12. Б.С. Троицкий, А.Л. Майтаков. Металловедение. Лабораторный практикум. Кемерово, 2006. – 188 с.: ил. 13. Г.Н. Агеева, Н.С. Журавлева, Г.А. Корольков. Металловедение и термическая обработка. – М.: МИСиС, 1984. – 136 с. 14. И.И. Новиков, Г.Б. Строганов, А.И. Новиков. Металловедение, термообработка и рентгенография. – М.: МИСиС, 1994. – 480 с. 15. Конструкционные материалы: Справочник/Под ред. Б.Н. Арзамасова – М.: Машиностроение, 1990. – 687 с. 16. Марочник сталей и сплавов: Справочник/ Под ред. В.Г. Сорокина – М.: Машиностроение, 1989. – 634 с. 17. Международные транслятор современных сталей и сплавов: Справочник/ Под ред. В.С. Кершенбаума . – М.: ИНТАК, 1992. – 623 с. ОГЛАВЛЕНИЕ ВВЕДЕНИЕ…………………………………………………………………….3 Глава 1. Строение металлических материалов……………………………....4 1.1. Атомно-кристаллическое строение металлов………………………....4 1.1.1. Межатомная связь в металлах…………………………………………..4 1.1.2. Кристаллическое строение металлов…………………………………..5 1.1.3. Анизотропия кристаллов……………………………………………….8 1.1.4. Полиморфизм……………………………………………………………8 1.1.5.Магнитные превращения………………………………………………..9 1.2. Дефекты кристаллического строения металлов………………………..10 1.3. Диффузия в кристаллических телах…………………………………….16 1.4. Плавление и кристаллизация…………………………………………….17 1.4.1. Влияние растворимых примесей на процессы кристаллизации………………………………………………………………..24 1.4.2. Модификаторы. Строение металлического слитка…………………..25 1.4.3. Аморфизация сплавов………………………………………………….27 Контрольные вопросы к главе 1……………………………………………...28 Глава 2. Металлические сплавы и диаграммы состояния………………….28 2.1. Характеристика основных фаз в сплавах……………………………….28 2.1.1. Упорядоченные твердые растворы……………………………………31 2.1.2. Металлические соединения……………………………………………32 2.2. Особенности кристаллизации сплавов………………………………….34 2.3. Диаграммы состояния металлических систем………..……………….35 2.3.1. Диаграмма состояния сплавов с практическим отсутствием растворимости компонентов в твердом состоянии ………………………..36 2.3.2. Диаграмма состояния сплавов с неограниченной растворимостью компонентов в твердом состоянии …………………………………………..40 2.3.3. Диаграмма состояния сплавов с ограниченной растворимостью компонентов в твердом состоянии …………………………………………..41 2.3.4. Диаграммы состояния сплавов с образованием химических соединений………………………………………………………………….43 2.3.5. Диаграмма состояния сплавов, испытывающих превращения в твердом состоянии……………………………………………………………45 2.4. Неравновесная кристаллизация сплавов. Виды ликвации и способы ее устранения………………………………….……………………48 2.5. Связь между диаграммами состояния и возможностью термической обработки сплавов………………………...50 2.6. Связь между типом диаграммы состояния и свойствами сплавов (физико-химический закон Н. С. Курнакова)...…………………51 2.7. Основные положения при выборе сплавов для конкретного назначения……………………………………………….....52 2.8. Диаграммы состояния тройных систем…………………………………..54 Контрольные вопросы к главе 2………………………………………………..56 Глава 3. Пластическая деформация, разрушение, рекристаллизация и механические свойства металлов………………………………………………56 3.1. Напряжения и деформация………………………………………………...56 3.2. Упругая и пластическая деформация……………………………..……....56 3.2.1. Упругая деформация……………………………………………………..58 3.2.2. Пластическая деформация……………………………………………….58 3.2.3. Двойникование……………………………………………………………62 3.2.4. Пластическая деформация поликристаллов…………………………….62 3.2.5. Текстура деформации…………………………………………………….63 3.3. Деформационное упрочнение поликристаллического металла (наклеп)………………………………………………………………...63 3.4. Сверхпластичность…………………………………………………………64 3.5. Разрушение………………………………………………………………….66 3.6. Влияние нагрева на структуру и свойства деформированного металла…………………………………………………….68 3.6.1. Возврат…………………………………………………………………….68 3.6.2. Рекристаллизация………………………………………………………...70 3.7. Механические свойства металлов. Общая характеристика……………...72 3.8. Механические свойства, определяемые при статических испытаниях………………………………………………………..73 3.9. Вязкость разрушения………………………………………………………77 3.10. Механические свойства, определяемые при динамических испытаниях………………………………………………...79 3.10.1. Порог хладноломкости…………………………………………………80 3.11. Механические свойства при переменных (циклических) нагрузках………………………………………………………..81 3.12. Живучесть…………………………………………………………………84 3.13. Изнашивание металлов…………………………………………………...84 3.13.1. Виды изнашивания……………………………………………………...86 3.14. Пути повышения прочности металлов…………………………………..88 Контрольные вопросы к главе 3………………………………………………..96 Глава 4. Железо и его сплавы…………………………………………………..97 4.1. Диаграмма состояния железоуглеродистых сплавов…………………….97 4.2. Углеродистые стали………………………………………………………108 4.2.1. Влияние состава и постоянных примесей на свойства сталей……….108 4.2.2 Классификация и маркировка углеродистых сталей………………….109 4.3. Легированные стали………………………………………………………111 4.3.1. Влияние легирующих элементов на полиморфные превращения в железе…………………………………………………………112 4.3.2. Влияние легирующих элементов на свойства феррита и аустенита...114 4.3.3. Влияние легирующих элементов на образование и состав карбидной фазы……………………………………………………...115 4.3.4. Структурные классы легированных сталей в условиях равновесия...116 4.3.5. Маркировка легированных сталей…………………………………….117 4.4. Чугуны……………………………………………………………………..117 Контрольные вопросы к главе 4………………………………………………125 Глава 5. Теория термической обработки сталей и сплавов…………………126 5.1. Общие положения………………………………………………………...126 5.2. Основы теории термической обработки сталей и сплавов…………….127 5.2.1. Превращение перлита в аустенит при нагреве и охлаждении (первое основное превращение в стали)……………………………………...127 5.2.2. Превращение аустенита в перлит при охлаждении (второе основное превращение в стали)……………………………………..130 5.2.3. Закалка стали. Мартенситное превращение (третье основное превращение в стали)………………………………………135 5.2.4. Превращения при нагреве закаленных сталей………………………..140 5.2.4.1 Обратное мартенситное превращение……………………………….140 5.2.4.2 Отпуск закаленных сталей (четвертое основное превращение в стали)………………………………….141 5.2.5. Влияние легирующих элементов на процесс отпуска сталей………..142 5.2.6. Влияние отпуска на механические свойства сталей…………………..143 5.2.7. Термомеханическая обработка сталей…………………………………145 5.2.8. Отпуск закаленных сплавов (старение)………………………………..145 Контрольные вопросы к главе 5………………………………………………149 Глава 6. Технология термической обработки………………………………..150 6.1. Отжиг стали………………………………………………………………..150 6.1.1. Отжиг I рода……………………………………………………………..150 6.1.2. Отжиг II рода (фазовая перекристаллизация)…………………………153 6.2. Закалка……………………………………………………………………..159 6.2.1. Выбор температуры закалки……………………………………………159 6.2.2. Продолжительность нагрева при аустенитизации стали……………..161 6.2.3. Выбор среды для нагрева под закалку………………………………...162 6.2.4. Охлаждающие среды для закалки……………………………………...162 6.2.5. Закаливаемость и прокаливаемость стали…………………………….165 6.2.6. Внутренние напряжения в закаленной стали…………………………168 6.2.7. Способы закалки………………………………………………………..169 6.3. Отпуск стали………………………………………………………………172 6.4. Поверхностная закалка сталей…………………………………………...174 6.4.1 Индукционный и лазерный методы поверхностной закалки…………174 6.5. Термическая обработка чугуна…………………………………………..176 6.6. Основы химико-термической обработки (ХТО)………………………..177 6.6.1. Цементация стали……………………………………………………….177 6.6.2. Азотирование стали……………………………………………………..181 6.6.3. Цианирование и нитроцементация…………………………………….184 6.6.4. Борирование……………………………………………………………..185 6.6.5. Диффузионная металлизация…………………………………………..185 6.7. Основное оборудование термических цехов. Механизация и автоматизация процессов термической обработки………..187 Контрольные вопросы к главе 6………………………………………………190 Литература……………………………………………………………………...192 Оглавление……………………………………………………………………..193 МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ Часть I Структура и свойства материалов Курс лекций Троицкий Борис Сергеевич Зав. редакцией И.Н. Журина Редактор Е.В. Макаренко Технический редактор Т.В. Васильева Художественный редактор Л.П. Токарева ЛР №020524 от 02.06.97 Подписано в печать . Формат 60х841/16 Бумага типографская. Гарнитура Times. Уч.-изд.л. . Тираж 500 экз. Заказ № Оригинал-макет изготовлен в редакционно-издательском отделе Кемеровского технологического института пищевой промышленности 650065, г. Кемерово, б-р Строителей, 47 ПЛД №44-09 от 10.10.99. Отпечатано в лаборатории множительной техники Кемеровского технологического института пищевой промышленности 650010, г. Кемерово, ул. Красноармейская, 52